О природе шероховатости поверхности тонких диэлектрических пленок

О природе шероховатости поверхности тонких диэлектрических пленок

А.В. Панин, А.Р. Шугуров, Л.Н. Пучкарева

Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия

Методами атомно-силовой микроскопии исследована морфология поверхности тонких диэлектрических пленок. Показано, что температура синтеза определяет шероховатость поверхности тонкопленочных структур. Пленки, выращенные при температурах ниже 200 °С, являются ровными. Повышение температуры осаждения до 300 °С приводит к появлению на поверхности пленок фрагментированной островковой мезоструктуры. Введение атомов селена на границу раздела “пленка - подложка” приводит к выравниванию рельефа. Обсуждаются возможные причины появления развитого рельефа на поверхности диэлектрика. Для численной оценки шероховатости поверхности тонких пленок применен фрактальный анализ.

1. Введение

Постепенное уменьшение размеров полупроводниковых приборов выдвигает все более высокие требования к изолирующим слоям и покрытиям, применяемым в производстве интегральных схем. Одной из главных проблем, возникающих при получении многослойных материалов, является качество поверхности тонкопленочных структур. Шероховатость поверхности оказывает существенное влияние на физические (электрические, оптические, механические и т. д.) свойства тонких диэлектрических пленок, ограничивая эксплуатационные характеристики, срок службы и надежность многослойных структур, используемых в электронной технике [1,2].

Микроструктура поверхности тонкопленочных материалов сложным образом зависит от условий их роста. Важнейшими параметрами при нанесении тонких слоев являются уровень вакуума, скорость осаждения, температура и структура подложки. Правильный выбор этих параметров играет определяющую роль при выращивании пленок с заданными свойствами.

Известно, что морфология поверхности тонких пленок в процессе роста определяется двумя параметрами: энергетическим и кинетическим [1]. Энергетический фактор определяется избыточной поверхностной энергией растущей пленки, а кинетический — диффузионной подвижностью атомов осаждаемого вещества, которая зависит от температуры. Соотношение указанных

параметров и определяет шероховатость осаждаемой пленки.

Данная работа посвящена исследованию влияния направленного воздействия на указанные параметры с целью формирования тонких диэлектрических пленок с заданной шероховатостью поверхности. Изменение кинетического параметра осуществлялось варьированием температуры синтеза пленки. Энергетический параметр изменяли за счет введения в пленку поверхностно-активных веществ, снижающих ее поверхностную энергию.

2. Методика эксперимента

Образцы для исследований формировали подложках p-GaAs(100), выращенных методом газофазной эпитаксии. Перед нанесением диэлектрических слоев арсе-нид-галлиевые пластины проходили стандартную обработку, заключающуюся в обезжиривании и последующим травлении в растворе С2Н50Н : Н^04 = 10 : 1 с целью удаления пленки естественного оксид а.

В работе исследовали слои естественного и анодного оксидов GaAs, двуокиси кремния ^Ю2), оксинитри-да кремния ^Г^О.), нитрида бора (ВК), а также их двойные композиции. Анодное окисление проводили при комнатной температуре с использованием электролита, состоящего из водного раствора цитрата аммония

© Панин А.В., Шугуров А.Р, Пучкарева Л.Н., 2000

Таблица 1

Толщина диэлектрика и характеристики морфологии поверхности тонких диэлектрических пленок, полученные из анализа АСМ-изображений размером 4.0 х 4.0 мкм2: период и высота осцилляций, средние значения перепада высоты, среднеквадратичной шероховатости и фрактальной размерности

№ Пленка d, нм Рельеф 1, нм h, нм Z, нм а, нм А

1 GaAs подложка Ровный 12.8 1.0 2.14

2 Естеств. окисел (20 °С) 3 Ровный 12.8 1.3 2.26

3 Анодный окисел (20 °С) 200 Ровный 33.9 1.4 2.20

4 BN (200 °С) 109 Ровный 14.2 1.0 2.26

5 SiO2 (200 °С) 127 Ровный 25.9 2.4 2.25

6 BN (300 °С) 142 Осцил. 200+300 4+8 15.5 1.7 2.53

7 SiO2 (300 °С) 170 Осцил. 200+400 4+8 22.3 2.5 2.51

8 SiO2 (500 °С)-BN (300 °С) 180 Осцил. 200+300 4+8 18.4 1.8 2.54

9 SixNyOz(500 °С)-BN (300 °С) 196 Осцил. 200+300 4+8 43.2 4.1 2.51

10 SiO2 (300 °C)-Se 193 Ровный 33.4 4.0 2.20

11 SixNyOz (500 °С)^Ю2 (300 °C)-Se 150 Ровный 34.9 1.6 2.17

12 SixNyOz(500 °С)-BN (300 °C)-Se 170 Осцил. 100+200 5+9 25.4 2.4 2.58

(2.5 g/l) и этиленгликоля в соотношении 1:1. Осаждение пленок SiO2, В^ SixNy0z проводили плазмохимическим методом при температуре Т = 200+500 °С. Толщины изолирующих пленок d указаны в таблице 1.

Для снижения поверхностной энергии диэлектрических пленок при эпитаксиальном выращивании GaAs на границу раздела “пленка - подложка” вводили атомы селена, используемые как поверхностно-активные вещества [3]. Процедура введения атомов селена подробно описана в работе [4]. Исследование элементного состава диэлектрического слоя и GaAs подложки, а также обнаружение в нем атомов Se осуществляли методом масс-спектроскопии вторичных ионов на приборе МС-7201М с послойным разрешением 3+5 нм и элементной чувствительностью на уровне Ю^+Ш-4 ат. %.

Исследования морфологии поверхности GaAs подложки и пленок диэлектриков проводили с использованием сканирующего мультимикроскопа СММ-2000ТА, (ЗАО “КПД”, Москва, МИЭТ). Изображения поверхностей полупроводниковой подложки и диэлектрических пленок получали в режиме атомно-силового микроскопа (АСМ) в атмосферных условиях при комнатной температуре. Сканирование кантилевера по поверхности проводилось при поддержании с помощью обратной связи постоянного значения тока фотодиода, что соответствует сканированию в режиме с постоянной силой взаимодействия “зонд - подложка”.

Для получения численной информации о развитии рельефа наносимых слоев измеряли среднеквадратичную шероховатость поверхности а, перепад высоты Z, то есть расстояние между максимальной и мини-

мальной точками поверхности по оси z, а также фрактальную размерность Df.

3. Экспериментальные данные

3.1. Результаты АСМ-исследований

Исследования пленок естественного и анодного оксидов GaAs показали, что пленки, выращенные при комнатной температуре, не имеют выраженного рельефа. На рис. 1 представлены АСМ-изображения и профилограммы поверхностей исходной полупроводниковой подложки и анодного оксида GaAs, полученные при увеличении х 16 000. Из рис. 1 видно, что как на поверхности подложки, так и на поверхности пленки анодного оксида отсутствуют какие-либо заметные неровности, высота которых превышала бы 1 нм.

При осаждении тонких пленок SiO2 и ВК при температурах до 200 °С, на их поверхностях также не наблюдается значительной шероховатости. Однако, как видно из рис. 2, на поверхности диэлектрика возникают локальные холмики диаметром 200+400 нм и высотой 4+10 нм.

Наконец, при повышении температуры синтеза до 300 °С и выше на поверхностях тонких пленок образуется квазипериодическая фрагментированная мезо-структура, проявляющаяся в виде гофра. На рис. 3 приведены АСМ-изображения и профилограммы поверхностей пленок SiO2 и ВК, нанесенных при температуре 300 °С. Следует отметить, что период I и высота h осцилляций на поверхности пленок не зависят от типа диэлектрического слоя и его толщины (см. таблицу 1).

Рис. 1. АСМ-изображения и профилограммы поверхностей исходной GaAs подложки (а) и пленки анодного оксида GaAs (б). Размер изображений 4.0 х 4.0 мкм2

Подобная дефектная мезоструктура образуется при высоких (> 300 °С) температурах и на поверхности многослойных композиций диэлектрических слоев. На рис. 4 приведены АСМ-изображения и профилограммы поверхностей двухслойных пленок 8Ю2-ВК и 81^у0.-ВК, нанесенных на GaAs-подложку. Анализ рис. 4 показывает, что на поверхности двухслойных диэлектриков присутствуют квазипериодические осцилляции с периодом и высотой, аналогичными пленкам 8Ю2 и ВК, нанесенных при высоких температурах (см. таблицу 1).

Для устранения фрагментированной островковой мезоструктуры и снижения шероховатости рельефа

4.0 мкм

Рис. 2. АСМ-изображения и профилограммы поверхностей изображений 4.0 х 4.0 мкм2

поверхности диэлектрических пленок в приповерхностную область полупроводника вводили атомы селена. Как показали проведенные исследования, введение на границу раздела “пленка - подложка” атомов Se приводит к полному исчезновению квазипериодических осцилляций на поверхности диэлектрика. Рельеф пленок SiO2 и SixNyOz-SiO2 становится ровным, на их поверхностях остаются лишь одиночные выступы (рис. 5, а).

Результат влияния атомов селена на рельеф поверхности пленки зависит от материала диэлектрика. Так, в случае синтеза пленок нитрида бора введение селена не приводит к сглаживанию поверхности диэлектричес-

4.0 мкм

БЮ2 (а) и BN (б), нанесенных при температуре 200 °С. Размер

Рис. 3. АСМ-изображения и профилограммы поверхностей пленок SiO2 (а) и ВК (б), нанесенных при температуре 300 °С. Размер изображений 4.0 х 4.0 мкм2

кого слоя. Рельеф поверхности двухслойной структуры ЗКЫуО.-ВК-Зе, приведенной на рис. 5, б, аналогичен изображениям, представленным на рис. 4. Однако наблюдается некоторое уменьшение периода осцилляций на поверхности пленки (см. таблицу 1, образец № 12).

На рис. 6 приведены временные зависимости интенсивностей токов вторичных ионов для структур 81^у0.-Si02-Se-p-GaAs и SixNy0z-BN-Se-p-GaAs. Особенностью спектров вторичной ионной эмиссии структуры SixNy0z-Si02-Se-p-GaAs является наличие ионов Se+ не только на границе раздела “диэлектрик - GaAs”, но и в пленке SixNy0z (рис. 6, а). В спектрах структуры

SixNy0z-BN-Se-p-GaAs ионы Se+ обнаруживаются только на границе раздела “ВК - GaAs” и отсутствуют в пленке оксинитрида кремния (рис. 6, б).

3.2. Фрактальный анализ поверхностей тонких пленок

Перед описанием полученных результатов следует сделать ряд замечаний, которые были учтены при проведении фрактального анализа АСМ-изображений.

а) Фрактальная размерность поверхностей реальных объектов является локальной. То есть фрактальная размерность не определяется однозначно для данной плен-

Рис. 4. АСМ-изображения и профилограммы поверхностей пленок SiO2-BN (а) и SixNy0z-BN (б). Размер изображений 4.0 х 4.0 мкм2

5.8 нм 7.9 нм

Рис. 5. АСМ-изображения и профилограммы поверхностей пленок SixNyOz-SiO2-Se (а) и 8іхКуО^ВК^е (б). Размер изображений 4.0 х 4.0 мкм2

ки и может изменяться от одной области на ее поверхности к другой. Таким образом можно говорить лишь о средней фрактальной размерности, которая получается путем усреднения фрактальных размерностей, рассчитанных для различных участков поверхности [5, 6].

б) Поверхности большинства материалов обладают неровностями, размер которых в вертикальном направлении много меньше, чем в плоскости поверхности. Такие поверхности являются самоаффинными, а не самоподобными. Поэтому при использовании геометрических методов фрактального анализа они не будут проявлять фрактальность до тех пор, пока либо шаг измерения не станет достаточно мал, чтобы почувствовать наименьший масштаб, либо масштаб в направлении,

перпендикулярном плоскости поверхности, не будет увеличен так, чтобы получить стабильную оценку фрактальной размерности. Согласно [5], стабильное значение фрактальной размерности получается при соотношении Х/2 < 1, где X— размер изображения в плоскости сканирования, а 2 — перепад высоты профиля поверхности. То есть число пикселов в направлении z должно быть не меньше, чем в направлениях х и у. С этой целью при вычислении фрактальной размерности производилось усиление перепада высот до такой степени, чтобы выполнялось данное требование.

Существует целый ряд методик вычисления фрактальной размерности [6, 7]. Рассекая поверхность вертикальным или горизонтальным сечением, можно полу-

а б

Рис. 6. Профили распределения концентраций положительных ионов в структурах SixNyOz-SiO2-Se-p-GaAs

чить соответственно ее профиль или контур. Причем для самоаффинной поверхности профиль оказывается самоаффинным, а контур — самоподобным. Таким образом, можно проводить фрактальный анализ непосредственно самой поверхности, либо анализировать ее профиль или контур. Получаемые при этом значения фрактальной размерности связаны следующим соотношением [6]:

Dc = Dp = Ds -1,

где Dc—фрактальная размерность контура; Др — фрактальная размерность профиля и Д — фрактальная размерность самой поверхности. Соответственно и все методы вычисления фрактальной размерности поверхности делятся на три группы.

В работе проведен сравнительный анализ трех различных методов вычисления фрактальной размерности (по профилю, по контуру и по поверхности) на примере трех серий АСМ-изображений различных участков пленки SiO2 (300 °С) толщиной 10 нм. АСМ-изображе-ния были получены при увеличении х 16 000 и их размер составлял 4.0 х 4.0 мкм2. Результаты вычислений приведены в таблице 2.

Как видно из таблицы 2, значения фрактальной размерности, полученные различными методами, изменяются в широких пределах. Согласно [6], максимально точные и характерные значения получаются при фрактальном анализе поверхности в целом. Таким образом, наиболее достоверными и стабильными представляются результаты, полученные методом триангуляции поверхности. Кроме того, исследования ряда авторов, вычислявших фрактальную размерность моделированных поверхностей с заданными ее значениями, показали, что для поверхностей с фрактальной размерностью около 2.5 именно метод триангуляции поверхности дает наиболее точные результаты [5, 6]. Поэтому дальнейшие исследования проводились нами только с помощью этого метода.

Другим фактором, влияющим на величину фрактальной размерности, является количество точек в АСМ-изображении. Как показали проведенные исследования, уменьшение числа пикселов в изображении (М) ведет к снижению значения фрактальной размерности.

Таблица 2

Фрактальная размерность поверхности пленки БЮ2 толщиной 10 нм, полученная различными методами для трех серий АСМ-изображений

№ серии изображений Анализ профиля Анализ контура Триангуляция поверхности

1 2.69 2.52 2.56

2 2.73 2.27 2.53

3 2.70 2.30 2.53

100 150 200 250 300 N

Рис. 7. Зависимость фрактальной размерности пленки БЮ2 от размера АСМ-изображения в пикселах

На рис. 7 приведена зависимость фрактальной размерности пленки SiO2 (300 °С, толщина 10 нм) от размеров изображения, причем каждое меньшее изображение получалось вырезанием из большего. Как видно из рис. 7, величина фрактальной размерности возрастает с увеличением числа пикселов в изображении N и стремится к насыщению при достижения размера изображения в 200 пикселов. Исходя из этого, в данной работе исследовали АСМ-изображения размером 200 х200 точек.

Следует отметить, что поскольку исследуемые поверхности представляют собой самоаффинные фракталы, можно говорить об их фрактальности лишь в определенном диапазоне масштаба измерений. Как показал проведенный анализ, исследованные диэлектрические пленки имеют стабильные значения фрактальной размерности (~ 2.5) только при увеличениях от 8 000 до 64 000, что соответствует размеру сканируемых участков поверхности LхL от 8.0 х 8.0 до 1.0 х 1.0 мкм2. При меньшем увеличении фрактальная размерность поверхности пленки уменьшается и стремится к топологической (рис. 8).

Фрактальный анализ поверхностей тонких диэлектрических пленок, проведенный с учетом всех вышеизложенных замечаний, показал, что фрактальная размерность демонстрирует хорошее соответствие с изменением рельефа поверхностей. Как видно из таблицы 1, фрактальная размерность полупроводниковой подложки равна 2.14. Пленки, полученные при низких температурах (< 200 °С) и не обладающие развитым рельефом поверхности, имеют значения фрактальной размерности в диапазоне = 2.20^2.26. Наконец, фракталь-

ная размерность пленок, нанесенных при температурах Т> 300 °С и имеющих фрагментированную островко-вую мезоструктуру, составляет ^ = 2.51^2.54. Сглаживание поверхностей пленок, легированных атомами Se, характеризуется уменьшением ^ (см. таблицу 1).

4. Обсуждение результатов

Образование на поверхности тонких пленок фрагментированной островковой мезоструктуры определя-

Df г—-----------------------------------------------------1--1--1--1--1--г

2.6 -

0 5 10 15 20 25 30 1_, МКМ

Рис. 8. Зависимость фрактальной размерности пленки БЮ2 от размера сканируемого участка поверхности

ется соотношением энергетического и кинетического факторов. Чем выше температура осаждения и поверхностная энергия наносимого слоя, тем больше вероятность сегрегации пленки в островковую структуру. Согласно [8] осаждение тонких пленок представляет собой процесс фазового превращения, включающий в себя образование зародышей и рост в условиях, определяемых температурой и структурой подложки. При столкновении с подложкой атом теряет избыточную тепловую энергию и переходит в адсорбированное состояние. Атомы, попадающие на подложку с низкой температурой, не способны перемещаться по ее поверхности. Они “вмерзают” на месте падения, прежде чем установится равновесие. Появление большого числа частиц-зародышей в начальный момент времени является внезапным и почти одновременным. В дальнейшем поверхностная плотность частиц меняется несущественно. Поскольку атомы не перемещаются по поверхности, то не происходит кристаллизации растущей пленки и независимо от ее толщины на поверхности не наблюдается развитый рельеф. Подобная картина наблюдается для анодного и естественного окислов.

При повышении температуры подложки до 200 °С подвижность падающих частиц возрастает и возникают отдельные центры кристаллизации. Однако их плотность слишком мала, чтобы обеспечить рост сплошной пленки. В результате структура пленки представляет собой аморфный слой с кристаллическими включениями. Соответственно меняется и рельеф поверхности пленки. Образовавшиеся кристаллиты проявляются в виде локальных холмиков, между которыми поверхность пленки по-прежнему ровная.

При увеличении температуры подложки до 300+500 °С подвижность адсорбированных атомов значительно увеличивается. В результате столкновений адато-мы образуют стабильные комплексы по всей поверхности, благодаря чему уменьшается вероятность их реиспарения. С увеличением размера островков между ними

возникает взаимодействие, приводящее к их слиянию (коалесценции). Дальнейшее увеличение количества сконденсированного вещества приводит к образованию единой сетки из срастающихся частиц.

Эта стадия характеризуется образованием фрагментированной островковой мезоструктуры с квазиперио-дическим волновым рельефом поверхности. Процессы коалесценции и рекристаллизации не прекращаются с ростом толщины пленки, в силу чего выравнивания поверхности не происходит. В результате образуется мелкозернистая пленка с включениями более крупных кристаллитов.

Наличие фрагментированной мезоструктуры на поверхности диэлектрических пленок обуславливает сильные механические напряжения, возникающие в местах локальной кривизны кристаллической решетки. Эти напряжения являются упругими. Так, нанесение на поверхность структуры Si-SiO2 пленки Si3N4 и последующее ее стравливание приводило к обратимому изменению плотности поверхностных состояний на границе раздела “диэлектрик - Si” [9].

Сглаживание рельефа поверхности диэлектрика в образцах с селеном можно объяснить, предполагая, что атомы Se играют роль поверхностно активных веществ [3, 10]. В процессе роста пленок SiO2 или SixNyOz атомы Se располагаются на поверхности осаждаемой пленки, снижая ее поверхностную энергию. При этом происходит уменьшение вклада энергетического фактора, стимулирующего формирование островковой структуры. Наличие атомов селена в пленке диэлектрика подтверждается данными вторичной ионной масс-спектроскопии (рис. 6, а).

Слой нитрида бора, по-видимому, является барьером для диффузии атомов селена в пленку верхнего диэлектрика (рис. 6, б). В этом случае снижения поверхностной энергии растущей пленки не происходит и на ее поверхности формируется островковая структура.

Анализ таблицы 1 показывает, что среднеквадратичная шероховатость а и перепад высоты Z получаемых АСМ-изображений однозначно не описывают морфологию исследуемых поверхностей диэлектрических пленок. Пленки с разным рельефом могут иметь близкие значения шероховатости и наоборот. В то же время, фрактальная размерность демонстрирует хорошую корреляцию с топографией поверхности.

Следует отметить, что знание фрактальной размерности не позволяет получить точной информации о морфологии данной системы, то есть поверхности с различным рельефом могут иметь одинаковое значение фрактальной размерности (см. рис. 2 и таблицу 1, образцы №№ 4, 5). Однако фрактальный анализ можно использовать для того, чтобы сделать вывод о преобладании тех или иных механизмов в процессе роста тонких пленок. В последние годы был предложен целый ряд конти-

нуальных уравнений для моделирования роста шероховатых поверхностей [11-13]. Фрактальная размерность самоаффинных поверхностей, моделированных с помощью этих уравнений, варьируется в пределах от 2 до 3, в зависимости от того, какие механизмы роста учитывает модель. Полученные нами значения фрактальной размерности для пленок, осажденных при температурах 300^500 °С (Дг = 2.51^2.54) находятся между значениями 2.35 и 2.60. Первое значение Df соответствует модели, учитывающей поверхностную диффузию атомов после соударения с поверхностью подложки [11]. Второе значение получается в модели, которая не учитывает подобную диф фузию [13]. На основании этого можно сделать вывод о том, что при температурах синтеза > 300 °С после падения потока частиц на поверхность растущего слоя происходит ее перестройка.

Величина фрактальной размерности Df ~ 2.5 соответствует шероховатым поверхностям, формирующимся посредством осаждения или эрозии. Близкие значения фрактальной размерности были получены для поверхностей пленок серебра, нанесенных методом холодного напыления [5], пленок железа, подвергнутых бомбардировке ионами Аг+ [14], а также электроосадков золота [15].

5. Заключение

Проведенные исследования показали, что соотношения между энергетическим и кинетическим параметрами роста играют определяющую роль в формировании морфологии поверхности тонких диэлектрических пленок. Пленки, выращенные при низких температурах, не обладают развитым рельефом поверхности. С повышением температуры синтеза до 300 °С и выше происходит увеличение вклада кинетического фактора за счет возрастания диффузионной подвижности атомов осаждаемого вещества. В результате в процессе роста пленок возникает островковая мезоструктура, приводящая к квазипериодическому рельефу поверхности. Подавление энергетического фактора за счет понижения поверхностной энергии растущей пленки, происходящее при введении атомов селена на границу раздела “пленка -подложка”, приводит к сглаживанию поверхности диэлектрических слоев.

Фрактальный анализ продемонстрировал удовлетворительную корреляцию между фрактальной размерностью и морфологией поверхности тонких пленок. Определение фрактальной размерности позволяет получить количественную меру оценки шероховатости поверхности диэлектрических слоев на мезомасштабном уровне.

Литература

1. Тонкие пленки — взаимная диффузия и реакции / Под ред. Дж. Поута, К. Ту, Дж. Мейера. - М:. Мир, 1982. - 576 с.

2. Панин А.В., Шугуров А.Р., Калыггина В.М. Влияние серы и селена на рельеф поверхности диэлектрических пленок и электрические характеристики структур металл-диэлектрик-р-GaAs // ФТП. -2000 (в печати).

3. Grandjean N., Massies J. Kinetics of surfactant-mediated epitaxy of III-V semiconductors // Phys. Rev. B. - 1996. - V. 53. - No. 20. -P. 13231-13234.

4. Gaman VI., Kalygina VM., Panin A.V. Effect of chalcogenide elements on electrical characteristics of GaAs MIS structures // Solid State Electronics. - 1999. - V. 43. - No. 4. - P. 583-588.

5. Douketis C., Wang Z., Haslett T.L., Moskovits M. Fractal character of cold-deposited silver films determined by low-temperature scanning tunneling microscopy // Phys. Rev. B. - 1995. - V. 51. - No. 16. -P. 11022-11031.

6. Talibuddin S., Runt J.P. Reliability test of popular fractal techniques applied to small two-dimensional self-affine data sets // J. Appl. Phys. -1994. - V. 76. - No. 9. - P. 5070-5078.

7. Федер E. Фракталы. - М.: Мир, 1991. - 254 с.

8. Комник Ю.Ф. Физика металлических пленок. Размерные и структурные эффекты. - М.: Атомиздат, 1979. - 264 с.

9. Васильева E. Д., Колотое М. Н., Соколов В. И., Шапиро И.Ю., Шульпина И.Л. Свойства границы раздела Si - SiO2 и процесс внутреннего геттерирования в МОП- и МНОП-структурах // Микроэлектроника. - 1992. - Т. 21. - Вып. 5. - C. 74-80.

10. Horn-von Hoegen M., Muller B.H., Al-Falou A., Henzler M. Surfactant induced reversible changes of surface morphology // Phys. Rev. Lett. -1993. - V. 71. - No. 19. - P. 3170-3173.

11. Lai Z. V, Das Sarma S. Kinetic growth with surface relaxation: Continuum versus atomistic models // Phys. Rev. Lett. - 1991. - V. 66. -No. 18. - P. 2348-2351.

12. KardarM., Parisi G., Zhang Y. Dynamic scaling of growing interfaces // Phys. Rev. Lett. - 1986. - V. 56. - No. 9. - P. 889-892.

13. Family F., Amar J.G. Kinetics of epitaxial growth and roughening // Mater. Sci. Eng. - 1995. - V. B30. - No. 2-3. - P. 149-166.

14. Krim J., HeyvaertI., Van Haesendonck C., Bruynseraede Y. Scanning tunneling microscopy observation of self-affine fractal roughness in ion-bombarded film surfaces // Phys. Rev. Lett. - 1993. - V. 70. -No. 1. - P. 57-60.

15. Vazquez L., Salvarezza R.C., Ocon P., Herrasti P., Vara J.M., ArviaA.J. Self-affine fractal electrodeposited gold surfaces: characterization by scanning tunneling microscopy // Phys. Rev. E. - 1994. - V. 49. -No. 2. - P. 1507-1511.