大型城市生活垃圾綜合處理分選裝置總體設(shè)計(jì)含7張CAD圖

大型城市生活垃圾綜合處理分選裝置總體設(shè)計(jì)含7張CAD圖,大型,城市生活,垃圾,綜合,處理,分選,裝置,總體,整體,設(shè)計(jì),cad 附錄：譯文 超薄HfO2薄膜納米劃痕測(cè)試的力學(xué)性能研究 摘要： 測(cè)試10nm的原子沉積HfO2薄膜的耐磨性和壓痕硬度，從而研究退火對(duì)其力學(xué)性能影響。超薄片在低負(fù)荷時(shí)的耐磨損性能是通過原子力顯微鏡的納米劃痕試驗(yàn)測(cè)量。納米劃痕的深度隨退火溫度升高而降低，這表明退火后薄膜的硬度隨退火溫度的升高而增加。通過納米劃痕試驗(yàn)產(chǎn)生表面壓痕。退火后的薄膜硬度變化的主要原因是由于退火產(chǎn)生了HfSixOy。 X-射線光電子能譜（XPS）測(cè)量證明，HfSixOy的硬度隨退火溫度的升高而增加。存在的HfSixOy擴(kuò)大了界面，使界面層的厚度的增加。因此，表面硬度隨退火產(chǎn)生的HfSixOy的增加而增加。 關(guān)鍵詞： HfO2；薄膜；納米壓痕；原子力顯微鏡；納米壓痕。 1、 介紹 在半導(dǎo)體產(chǎn)業(yè)中，為了以較低的成本獲得良好的功能和性能，晶體管的溝道長(zhǎng)度和柵介電層厚度等特征尺寸被要求不斷縮小[1-3]。二氧化鉿（HfO2）由于其具有相對(duì)較高的介電常數(shù)，折射率大，并且具有寬的帶隙，是一種很有前途的材料，以取代二氧化硅[2-4]用于減少柵極絕緣層的厚度。但是，氧化鉿在硅片上不具有熱穩(wěn)定性。 HfO2薄膜的熱退火引起的結(jié)構(gòu)和界面的穩(wěn)定性的變化已經(jīng)得到了廣泛的研究。X射線衍射分析（XRD）表明，如相，結(jié)晶和晶粒度大小等結(jié)構(gòu)性能由退火溫度決定[5,6]?，F(xiàn)通過光譜橢偏觀察到的光學(xué)常數(shù)隨退火溫度的增加而增加[6,7]。電子電路應(yīng)用程序的集成兼容性和長(zhǎng)期可靠性取決于其機(jī)械性能，這是由于其耐磨損性，熱循環(huán)和內(nèi)應(yīng)力依賴于它們。然而，由于熱退火引起的力學(xué)性能變化并不完全取決于HfO2薄膜，特別是幾納米厚度的變化。 在這篇文章中，10納米厚的氧化鉿薄膜的機(jī)械性能取決于耐磨性和壓痕硬度。熱退火的耐磨性和壓痕硬度的變化分別從納米劃痕測(cè)試和表面納米壓痕獲得。劃痕的深度用原子力顯微鏡（AFM）測(cè)量，其被用作評(píng)價(jià)薄膜的耐磨性和硬度的指標(biāo)[8-10]。通過表面納米壓痕確認(rèn)納米劃痕測(cè)試的結(jié)果。此外，熱退火引起結(jié)構(gòu)特征的改變是通過X射線光電子能譜（XPS）來確定它們的原因。 2、 實(shí)驗(yàn) 2.1樣品制備和特征 在以前的研究中，10 nm厚的HfO2薄膜是用原子層沉積（ALD）方法沉積在8英寸（20.32厘米）（100）p-型硅晶片上[11]。由于在進(jìn)行ALD沉積之前沒有清洗，二氧化鉿（HfO2）層和Si基片層之間將會(huì)形成的氧化物（SiO2）。底層的SiO2層對(duì)HfO2薄膜的熱穩(wěn)定性沒有明顯的影響[12]。在Ar保護(hù)下，退火爐溫度為450℃?750℃，在退火爐中退火10分鐘。 通過透射型電子顯微鏡（FE-TEM，JEM-2100號(hào)，日本電子，美國(guó)）對(duì)膜的厚度，原沉積和退火HfO2薄膜的橫截面進(jìn)行了評(píng)價(jià)。高亮度肖特基場(chǎng)發(fā)射電子槍產(chǎn)生的FE-TEM的探針的小于0.2 nm。超高點(diǎn)至點(diǎn)FE-TEM分辨率為0.19納米。通過雙束聚焦離子束（DB-FIB）技術(shù)獲得高200千伏分辨率的FE-TEM圖像。最初的氧化鉿薄膜樣品切成1.0厘米的區(qū)域。通過DB-FIB進(jìn)行10 pA至5 nA的拋光，直到通過FE-TEM測(cè)量樣品的厚度達(dá)到大約為100 nm。 采用XPS（VG ESCA，Scientific Theta Probe，UK）技術(shù)確定HfO2薄膜詳細(xì)的化學(xué)結(jié)構(gòu)的。單色和Al的Kα（1486.6 eV）的X射線源用于探測(cè)化學(xué)和結(jié)構(gòu)的組合物。該系統(tǒng)配備了的電子分析儀其起飛角為53°。膜表面通過Ar離子在3000 eV和1μA的濺射進(jìn)行化學(xué)元素Si，O，鉿，和C的剖析。XPS經(jīng)過能量為50 eV，步長(zhǎng)為0.05 eV進(jìn)行測(cè)量。 2.2機(jī)械性能的特征 通過商業(yè)AFM（尺寸3100 Nanoman，Veeco公司）的執(zhí)行環(huán)境條件下進(jìn)行納米劃痕實(shí)驗(yàn)。選擇金剛石涂層的高耐磨損性的硅探針在HfO2薄膜表面形成反復(fù)劃痕（納米傳感器DT-NCHR），目的是在劃痕之后保持恒定的頂端形狀。探頭有10微米高的的三角錐型尖端和100納米的曲率半徑尖端，如圖1（a）。探針的彈簧常數(shù)為42 N / m，諧振頻率為330千赫。大約40μN(yùn)正常力產(chǎn)生3微米長(zhǎng)的劃痕，z方向如圖1（b）所示，劃痕速度為1000nm/s。劃痕方向如圖1（b）的x方向，垂直于所述懸臂長(zhǎng)度方向（y方向）。需要注意的是退火后的氧化鉿薄膜的晶體結(jié)構(gòu)具有各向異性（X射線衍射獲得的數(shù)據(jù)沒有列出來）。因此，劃痕的性能是所有方向的總體表現(xiàn)。在這項(xiàng)研究中，劃痕的方向是隨機(jī)選擇的。薄膜劃痕的探測(cè)是通過Ultrasharp硅探針（NSC15/50，硅MDT，俄羅斯有限公司）輕輕敲擊，以防止對(duì)凹劃痕產(chǎn)生額外的損害。硅刻蝕探針的針尖是NSC 15/50的圓錐形狀和一個(gè)半徑為大約10納米，彈簧常數(shù)為45 N / m和諧振頻率為350千赫的針尖。劃痕的平均深度超過3μm的18橫截面劃痕（AB，如圖1）。 通過動(dòng)態(tài)的的接觸系統(tǒng)（納米壓痕G200，安捷倫技術(shù)，美國(guó)）形成納米壓痕和計(jì)算水平接觸表面的氧化鉿薄膜的硬度[13]。在實(shí)驗(yàn)過程中，z軸位移的靈敏度與從負(fù)荷-位移曲線的噪聲寬度有關(guān)系。薄膜表面通過半徑約20 nm的Berkovich金剛石的三角錐形尖端產(chǎn)生劃痕。通過三角錐形的金剛石尖端確定AFM劃痕硬度，并與得到的納米壓痕進(jìn)行比較。HfO2薄膜測(cè)試表面的泊松比為0.35。加載過程中漂移率低于0.05nm/s和恒應(yīng)變速率約0.005 nm/s。 3. 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論 3.1 AFM的納米劃痕深度 沉積和550℃退火后的氧化鉿膜的FE-TEM橫截面圖像如圖2，如FE-TEM圖像所示為二氧化鉿（HfO2）層的沉積樣品，主要是嵌入在結(jié)構(gòu)中的非晶態(tài)納米晶體。圖2（b）中可以清楚地觀察到550℃退火樣品結(jié)晶鉿層。對(duì)于如此沉積的樣品，氧化鉿層的厚度約10.1 nm和界面層的SiO2厚度約0.9 nm。對(duì)于550℃退火的樣品，二氧化鉿（HfO2）層的厚度為約0.9 nm，這可能是由于厚度沉積均勻性不一致和FE-TEM橫截面圖像邊緣測(cè)定所造成的。 圖3表明了550℃和750℃退火HfO2薄膜的典型沉積和相應(yīng)的橫截面圖片的納米劃痕。觀察沿突起兩側(cè)的劃痕。非對(duì)稱的V形錐體的AFM針尖的橫截面輪廓形狀如圖1（a），由于非對(duì)稱V形錐體的AFM的針尖劃傷薄膜表面，會(huì)在凹劃痕集中區(qū)域產(chǎn)生非對(duì)稱突起，劃痕右側(cè)的突起高度遠(yuǎn)小于左側(cè)。據(jù)此前報(bào)道[14-16]，在劃傷過程中，磨損碎屑沉積物和塑性變形往往積聚在劃痕的兩側(cè)，在凹劃痕周圍形成凸部，。此外，由于薄膜劃痕硬度降低，劃痕深度增加，凸部高度也增加。 根據(jù)Tseng[10,16,17]和Kassavetis等人[18]，通過AFM針尖劃傷產(chǎn)生的突起高度可以作為劃痕深度。 納米劃痕實(shí)驗(yàn)測(cè)量的劃痕深度用來評(píng)價(jià)力學(xué)性能[10,18,19]。劃痕深度定義為劃痕底部到未刮開表面的距離，如圖3。獲得劃痕深度為5.46 nm到12.51nm。在沉積膜中，探頭正常力為6μN(yùn)時(shí)產(chǎn)生的劃痕深度12.51nm。針尖通過氧化鉿和SiO2層滲透Si底板。在550℃下，根據(jù)FE-TEM橫截面圖像，劃痕深度為8.28nm，這是底部的二氧化鉿（HfO2）層到界面附近的距離決定的，如圖2。對(duì)于750℃的退火薄膜，深度為5.46，大約是到氧化鉿層的一半。劃痕深度隨退火溫度的增加而下降，表明退火后薄膜硬度隨退火溫度的增加而增加。結(jié)果表明，氧化鉿薄膜的耐磨性隨退火溫度的增加而增加。 3.2納米壓痕硬度 退火引起的HfO2薄膜硬度變化是由金剛石錐體探針使用連續(xù)硬度測(cè)量（CSM）的方法[13,20]測(cè)量的納米壓痕進(jìn)行評(píng)價(jià)。在納米壓痕的過程中，隨著壓痕載荷的增加驅(qū)動(dòng)壓頭向樣品移動(dòng)。所施加的壓頭位移，作為函數(shù)連續(xù)記錄一個(gè)完整循環(huán)的加載和卸載。沉積和氧化鉿薄膜在550℃和750℃下的典型負(fù)載循環(huán)如圖4（a）和基于CSM方法得到的硬度如圖4（b）。HfO2薄膜的退火硬度大于原沉積的膜，并隨退火溫度的增加而增加。這一觀察結(jié)果證實(shí)了納米劃痕實(shí)驗(yàn)得到的測(cè)量結(jié)果。由于硬度隨退火溫度的增加而增加，退火后的氧化鉿薄膜難以劃傷，樣品在較高的退火溫度下得到較低的劃痕深度。 簡(jiǎn)諧接觸硬度也可以從加載的壓痕試驗(yàn)和確定相同相和相的部分反應(yīng)結(jié)果獲得[20-22]。于圖部分。如圖4（b），根據(jù)各個(gè)相的反應(yīng)結(jié)果推測(cè)壓痕深度，諧波接觸剛度沿各表面等效壓痕深度測(cè)量。在第一個(gè)大約3nm的壓痕中，接觸硬度很大程度上受納米壓痕前端與最外層的超薄HfO2薄膜充分接觸的影響[22]。因此，根據(jù)線性擬合，沿均勻性薄膜的滲透硬度得到的位移的范圍為3至10 nm和10為20 nm。這表明，HfO2薄膜的結(jié)構(gòu)在深度方向上有多層或梯度（非均勻）[20]。第一個(gè)10nm區(qū)域的曲線特征為諧波與硬度的聯(lián)系，該區(qū)域包括HfO2的層以及薄的SiO2層。在壓頭到達(dá)Si基板的諧波接觸的剩余部分硬度可以用一條直線來表示。然而，根據(jù)梯度結(jié)構(gòu)膜（后面的XPS分析將會(huì)顯示）和基板可以看出HfO2，SiO2和Si的測(cè)量壓痕接口之間沒有明確的分離點(diǎn)。 3.3通過XPS分析HfO2薄膜的化學(xué)成分 簡(jiǎn)諧接觸硬度表面HfO2薄膜的ALD均勻性隨深度變化。要檢查退火引起的結(jié)構(gòu)變化，通過X射線光電子能譜深度對(duì)HfO2薄膜進(jìn)行化學(xué)分析。 圖5表明通過HfO2退火薄膜（750℃）的HF、O和硅元素的濃度評(píng)估XPS中Ar離子濺射時(shí)間。應(yīng)當(dāng)指出的是，濺射過程會(huì)產(chǎn)生物理和化學(xué)反應(yīng)，從而改變?yōu)R射前HfO2的組成。如先前所報(bào)道[23-25]，在HfO2薄膜的HF，HfOx，HfO2的混合物內(nèi)形成高能Ar離子。此外，在high-k薄膜中優(yōu)先濺射會(huì)導(dǎo)致HF，O和硅元素濺射速率的變化[23,26]。例如，已經(jīng)發(fā)現(xiàn)，鉿會(huì)導(dǎo)致表面分離和屏蔽濺射過程中的硅原子，從而降低濺射率。這可能會(huì)大大降低Hfrich薄膜在Si基板上的濺射速率[26]。high-k薄膜的元素組成也可以受到影響。例如，Hf濃度隨著濺射時(shí)間增加會(huì)導(dǎo)致HfO2層的氧的優(yōu)先濺射[23]。 從表面的頂部的第一個(gè)300秒的濺射時(shí)間內(nèi)，相對(duì)應(yīng)HF和O的原子百分比，在該地區(qū)硅是不存在的，如圖5。這表明的氧化鉿是該層的主要成分。濺射后，在O和HF濃度隨濺射時(shí)間的增加而減少，而Si濃度增加（在660 s超過70％）。當(dāng)Ar離子濺射離開這層時(shí)，Hf較長(zhǎng)的衰減會(huì)導(dǎo)致進(jìn)入基板時(shí)的優(yōu)先濺射[26]。然而，它也表明，Hfsixoy 結(jié)構(gòu)[5,27-29]形成的濺射時(shí)間為300秒。通過在無離子濺射過程中使用的角分辨XPS已觀察到Hfsixoy 的界面結(jié)構(gòu)[29,30]。圖5表明HfO2和SiO2層之間廣泛的界面層形成具有復(fù)雜結(jié)構(gòu)的Hfsixoy 。[5,7,11,27–29] 因此，組成HfO2薄膜的層狀結(jié)構(gòu)[11,29]為HfO2、Hfsixoy 、SiO 2層和從頂部向底部的Si基板。Hfsixoy 層的厚度隨著退火溫度的增加而增加，這是因?yàn)橥嘶疬^程中會(huì)產(chǎn)生Hf硅酸鹽[7,11]。諧波接觸剛度型材的層狀結(jié)構(gòu)和擴(kuò)大的Hfsixoy 層中也觀察到納米壓痕測(cè)量曲線。 4、 結(jié)論 在標(biāo)準(zhǔn)厚度為10nm，相應(yīng)的兩個(gè)退火溫度下，用原子力顯微鏡（AFM）和垂直敏感納米壓痕分別測(cè)試超薄氧化鉿薄膜的耐磨損性和壓痕硬度。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，在退火過程中形成鉿結(jié)晶相和復(fù)雜的Hfsixoy化合物 ，這是由于熱擴(kuò)散在界面處形成HfO2/SiO2。因此，HfO2薄膜的納米壓痕硬度隨著的Hfsixoy 層的增加而增加，隨著退火溫度的增加而增加，這是由于Hfsixoy的硬度比鉿大。因此，退火HfO2薄膜納米劃痕深度隨退火溫度增加而降低，表面硬度（由AFM測(cè)量）和納米硬度（由納米壓痕測(cè)量）隨退火溫度增加而增加。 參考文獻(xiàn)： [1] International technology roadmap for semiconduc tors, 2009 edition, http://www.itrs.net/Links/20 09ITRS/Home2009. [2] H. Wong, H. Iwai, Microelectron. Eng. 83 (2006) 1867. [3] J. Robertson, Eur. Phys. J. Appl. Phys. 28 (2004) 265. [4] G.D. Wilk, R.M. Wallace, J.M. Antho ny, J. Appl. Phys. 89 (2001) 5243. [5] P.S. Lysaght, P.J. Chen, R. Bergmann, T. Messina, R.W. Murto, H.R. Huff, J. Non-Cryst. Solids 303 (2002) 54. [6] M. Modreanu, J. Sancho-Par ramon, O. Durand, B. Servet, M. Stchakovsky, C.Eypert, C. Naudin, A. Knowles, F. Bridou, M.-F. Ravet, Appl. Surf. Sci. 253 (2006)328. [7] G. Aygun, I. Yildiz, J. Appl. Phys. 106 (2009) 014312. [8] N. Saka, T. Eusner, J.-H. Chun, CIRP Ann. 57 (2008) 341. [9] B. Bhushan, Wear 251 (2001) 1105. [10] A.A. Tseng, J. Shirakashi, S. Nishimura, K. Miyashita, A. Notargiacomo, J. Appl.Phys. 106 (2009) 044314. [11] W.-E. Fu, Y.-C. Chang, Appl. Surf. Sci. 257 (2011) 7436. [12] S. Sa yan, E. Garfunkel, T. Nishimura, W.H. Schulte, T. Gustafsson, G.D. Wilk, J. Appl.Phys. 94 (2003) 928. [13] G.M. Odegard, T.S. Gates, H.M. Herring, Exp. Mech. 45 (2005) 130. [14] L. Santinacci, Y. Zhang, P. Schmuki, Surf. Sci. 597 (2005) 11. [15] T. Ogino, S. Nishimura, J.-I. Shiraka shi, Jpn. J. Appl. Phys. 47 (2008) 712. [16] A.A. Tseng, J.-I. Shirakashi, S. Jou, J.-C. Huang, T.P. Chen, J. Vac. Sci. Technol. B 28(2010) 202. [17] A.A. Tseng, Appl. Surf. Sci. 256 (2010) 4246. [18] S. Kassavetis, K. Mitsakakis, S. Logothetidis, Mater. Sci. Eng. C27 (2007) 1456. [19] S. Sundararajan, B. Bhushan, J. Mater . Res. 16 (2001) 437. [20] X. Li, B. Bhushan, Mater. Charact. 48 (2002) 11. [21] M.F. Wong, K. Zeng, Philos. Mag. 88 (2008) 3105. [22] C.-W. Chang, J.-D. Liao, Nanotechnol ogy 19 (2008) 315703. [23] S.J. Chang, W.C. Lee, J. Hwang, M. Hong, J. Kwo, Thin Solid Films 516 (2008) 948. [24] J.B. Malherbe, S. Hofmann, J.M. Sanz, Appl. Surf. Sci. 27 (1986) 355. [25] J.M. Sanz , Vacuum 37 (1987) 445. [26] J. Bennett, M. Quevedo-Lopez, S. Satyanarayan, Appl. Surf. Sci. 252 (2006) 7167. [27] A. Deshpande, R. Inman, G. Jursich, C.G. Takoudis, J. Appl. Phys. 99 (2006) 094102. [28] T.P. Smirnova, L.V. Yakovkina, V.N. Kitchai, V.V. Kaichev, Yu.V. Shubin, N.B.Morozova, K.V. Zherikov, J. Phys. Chem. Solids 69 (2008) 685. [29] P.S. Lysaght, J.C. Woicik, M.A. Sahiner, B.-H. Lee, R. Jammy, Appl. Phys. Lett. 91(2007) 122901. [30] S. Toyoda, J. Okaba yashi, H. Kumigashira, M. Oshima, K. Ono, M. Niwa, K. Usuda,G.L. Liu, Appl. Phys. Lett. 84 (2004) 2328. 附錄：譯文原件