𝑃𝑃 = (∑𝑑𝑑𝑖𝑖 ∕ 𝑑𝑑𝑃𝑃𝑖𝑖

𝑛𝑛

𝑖𝑖=1

)

−1

Andreas Hogg

DEVELOPMENT AND CHARACTERISATION OF ULTRATHIN LAYER PACKAGING FOR IMPLANTABLE MEDICAL DEVICES

    

Graduate School for Cellular and Biomedical Sciences 

University of Bern 

 

Development and Characterisation of Ultrathin Layer Packaging for Implantable Medical Devices 

  

PhD Thesis submitted by 

Andreas Hogg 

 

 

 

Thesis advisor 

PD Dr. Jürgen Burger Institute for Surgical Technology and Biomechanics 

Faculty of Medicine of the University of Bern   

Co‐advisor 

Prof. Dr. Dr. Rolf Vogel ARTORG Center for Biomedical Engineering Research 

Faculty of Medicine of the University of Bern 

ii     

 

        

   

    iii 

 

Accepted by the Faculty of Medicine, the Faculty of Science, and the Vetsuisse 

Faculty of the University of Bern at the request of the Graduate School for 

Cellular and Biomedical Sciences 

 

 

 

Bern,   Dean of the Faculty of Medicine 

 

 

 

 

Bern,   Dean of the Faculty of Science 

 

 

 

 

Bern,   Dean of the Vetsuisse Faculty Bern 

 

 

 

 

 

   

iv     

 

 

 

   

    v 

 

 

 

 

 

        It is only a question of matching. 

        ‐ Herbert Keppner 

 

   

vi     

 

 

   

    vii 

 

 

Keywords 

 

Packaging, biomedical implants, implantable devices, electronic devices, long‐

term, corrosion protection, biocompatibility, conformity. 

Barrier layer, protective multilayer, thin film, coating, deposition, CVD, PECVD. 

Tightness, diffusion, helium diffusion, permeation, water permeation, water 

vapour permeation, calcium, calcium mirror test, calcium corrosion. 

Parylene, silicon dioxide, SiO2, SiOx, HMDS, HMDSO, organosilicon, silane. 

 

Abstract 

 

State of the art implantable medical devices are packaged by conventional glass 

or metal housings which are reliable but limited in the miniaturization 

potential, as well as cost‐intensive. Hermetic and biocompatible thin‐film 

packaging is a key technology for further miniaturization of smart micro‐

medical implants (SMMS). The development of innovative thin‐film and ultra‐

tight packaging would permit substantial miniaturisation of implantable sensor 

and actuator systems. This results in less‐invasive surgical interventions and 

ultimately better patient quality of life. It is hypothesised that multilayered thin 

films will provide superior hermeticity for packaging of implantable devices, 

combined with high mechanical stability. Up to now, there is little data of the 

permeability at physiological conditions through thin‐film multilayer laminates. 

The motivation of this thesis is the development and analysis of new 

generation biocompatible packaging for implantable medical devices based on 

thin‐film technologies. In particular, the packaging based on multilayered 

organic / inorganic hybrid structures is investigated both theoretically and 

experimentally. 

viii     

 

For this reason, a novel automated single‐chamber deposition reactor for the 

deposition of organic and inorganic thin‐film materials has been developed 

during this research work. Different deposition technologies have been 

investigated and the most promising plasma enhanced chemical vapour 

deposition process has been integrated into the reactor system. Through this 

innovative technology platform, the materials can be deposited directly on the 

electronic circuits of the device. This proposed method of direct encapsulation 

for implantable devices, by alternating different coatings, combines low water 

permeability, chemical and mechanical stability of the packaging with small 

dimensions, and low‐cost manufacturing. 

On the one hand, inorganic materials like ceramic or metallic thin films could 

provide sufficient hermetic tightness due to their high intrinsic atomic 

packaging density. However, they tend to form pinholes and cracks on non‐

uniform and complex substrates. On the other hand, polymeric thin films like 

poly‐para‐xylylene have proven to be pinhole‐free at a micrometer scale but 

have a lower tightness and mechanical stability. The combination of 

ceramic/metal and polymer layer properties creates new composite material 

which can solve these issues. 

The second part of the thesis focuses on analyses of the deposited multilayer 

structures. In order to characterize the tightness of the multilayer packaging, a 

specialized helium gas permeability test system has been developed according 

industrial standards. In parallel, the water vapour permeation has been 

evaluated by the use of highly sensitive calcium mirror tests. These tightness 

investigations showed significantly improved barrier properties compared to 

standard polymer layers, in terms of helium and water vapour permeation. 

Regarding the material and interface composition of the barrier structures, 

Fourier transform infrared spectrometry and X‐ray photoelectron spectroscopy  

    ix 

 

 

has been applied. In order to gain insight into the morphology of the deposited 

multilayers, a combination of focused ion beam and scanning electron 

microscopy was used. In addition, the topological aspects of multilayers and 

detection of local thickness deficiencies have been investigated by application 

of a developed algorithm for defining ideal layer conformity. The use of atomic 

force microscopy revealed the surface structures of the deposited layers.  

In order to understand gas diffusion through multi‐layered thin film structures, 

theoretical permeation models were conceived which were later evaluated by 

finite element simulations. The simulated data of the different theoretical 

models was finally compared to the experimental diffusion measurements. 

 

 

Acknowledgments 

 

First of all, I would like to express my deepest gratitude to my two enthusiastic 

and passionate supervisors PD Dr. Jürgen Burger and Prof. Dr. Herbert Keppner 

for their support, suggestions, and the long discussion during my thesis. 

I would like to heartily thank my co‐advisor Prof. Dr. Dr. Rolf Vogel, my external 

co‐referee Dr. Andreas Blatter, and my mentor Prof. Dr. Marco Caversaccio for 

the discussions and their important thesis inputs. 

I would give a special thanks to Dr. Yanik Tardy, the head of the Codman R&D 

department in le Locle, for the promotion and the support of this research 

work during the years. 

I would express my gratitude to our director of the Institute of Applied Micro 

Technologies (IMA, He‐Arc) Prof. Dr. Oksana Banakh, who provided the 

required infrastructure and facilities and humour during this thesis. 

 

x     

 

This work would not have been possible without the support of my fantastic 

team and friends, Thierry Aellen for the excellent discussion, imagination, 

motivation and the long nights during the patent phase, Stefanie Uhl for their 

superb contribution, inputs and the hundreds of deposition, Benjamin Graf for 

the marvellous development work of the deposition reactor and programming, 

François Feuvrier for the outstanding engineering work specially for the calcium 

test, Fabrice Bisoffi for the imaginative troubleshooting and the multiple pump 

repairs and Christiane Broggini for the great administrative work. 

My special thanks are extended to the whole collaborators of our institute, Dr. 

Alexandra Kaempfer‐Homsy, Catherine Csefalvay, Claudio Prieur, Constantin 

Raymond, Daniel Morel, David Grange, Edith Laux, Edouard Guibert, Prof. Dr. 

Dr.Harry J. Whitlow, Jean‐Michel Kissling, Jean‐Paul Sandoz, Jérôme Borboën, 

Jérôme Charmet, Joël Matthey, Julien Brossard, Laure Jeandupeux, Loïc 

Piervittori, Lucien Steinmann, Mario Dellea, Olivier Gloriod, Dr. Patrick 

Jeanneret, Pierre‐Alain Montandon, Dr. Pierre‐Albert Steinmann, Dr. Pierre‐

Antoine Gay, Sébastien Brun, Sophie Farine Brunner, Tony Journot, and 

Stephan Ramseyer. 

In addition, I would take the opportunity to thank the Codman R&D group, 

especially Toralf Bork, Martin Pfleiderer, Rocco Crivelli, Didier Balli, Philippe 

Margairaz, Danilo Roth, Fabien Luginbuhl, Thierry Pipoz and Karine Bruchon for 

the industrial impact of this work. 

I would thank Dr. Gilbert Schiltges for the help of the build‐up of the simulation 

model and the profound theoretical discussion about the diffusion equations. 

I would like to thank for the important effort, provided by Dr. Olaf Kahle form 

the Frauenhofer institute PYCO in Berlin, for the collaboration concerning the 

WVTR investigations. 

 

    xi 

 

 

I would thank Prof. Dr. Luc Stoppini from the University of Applied Science 

(HEPIA) in Geneva, for the cytotoxicity investigations by confocal microscopy. 

 

I would like to express my gratitude to the internship students Vincent 

Michaux, Clemens Meyer and Yann Girardet who added an important 

contribution to the thesis. 

I would specially thanks Dr. Joanna Bitterli for the spectacular FIB/SEM and 

AFM images of the multilayer structures. 

I would thank the team from Comelec, Wilfred Zutter, Dr. Jean‐François 

Laithier, Jacques Bogar, Hicham Damsir for their helpful contribution. 

I am heartily thankful for the proofreading’s of Thomas White, Dr. Andreas 

Stahel, Dr. Gilbert Schiltges, Dr. Alexandra Kaempfer‐Homsy and Prof. Dr. Dr. 

Harry J. Whitlow. 

In addition, I would specially thank Serge‐André Maire for the design of the 

book cover and Agnès Dervaux Duquenne for the help of the book publication.  

I would like to thank the Swiss innovation promotion agency (CTI) for financing 

this work by the grants 10836.1 PFLS‐LS and 13207.1 PFLS‐LS. 

Finally, I would express my deepest gratitude to my family. Especially to my 

Mother and my Father for letting me choose my way and for their precious 

support during all these years, and to my sister and my aunt for their helpful 

suggestions and motivation. In particular, I would thank my lovely life partner 

for her enormous support and encouragement along the thesis. 

   

xii     

 

 

   

    xiii 

 

Nomenclatures 

 

List of symbols 

 

  Permeability coefficent mol

m s Pa

 

  Diffusion coefficient 2m

s

 

  Solubility coefficient  3

mol

m Pa

 

 Solubility coefficient of the amorphous phase  3

mol

m Pa

 

 Volume fraction of the amorphous phase   

  Defect surface fraction   

  Particle flux  2

mol

m s

 

  Internal molar concentration 3

mol

m

 

  External molar concentration 3

mol

m

 

  Gas pressure  mbar   

  Measured helium pressure  mbar  

  Helium pressure load  mbar  

  Membrane thickness  m  

  Membrane surface  2m  

  Time  s  

  Mean particle velocity m

s

 

xiv     

  Boltzmann constant m

s

 

  Temperature  K  

  Mass  kg  

  Knudsen number   

λ  Mean free path  m  

  Number density 3

1

m

 

  Atom diameter  nm  

  Diameter of pore size  m  

  Total defect surface  2m  

  Porosity  [ ]  

  Tortuosity  [ ]  

  Occupation density 2m

s

 

  Adsorption energy  eV  

  Activation energy  eV  

  Universal gas constant J

mol K

 

  Light intensity  2

W

m

 

  Absorption coefficient 1

m

 

  Calcium volume  3m  

  Calcium mass  g  

  Water mass  g  

  Specific density  3

g

cm

 

    xv 

 

  Molar mass of calcium g

mol

 

  Molar mass of water g

mol

 

  Water transmission rate 2

g

m day

 

 Pressure / flow‐rate conversion factor 

 

 

List of Acronyms and Abbreviations 

 

AFM  Atomic Force Microscopy 

ALD  Atomic Layer Deposition 

Al2O3  Aluminium Oxide (Alumina) 

AlxOy  Aluminium Oxides 

ASTM  American Society for Testing and Materials 

CCT  Critical Cracking Thickness 

CSF  Cerebrospinal Fluid 

CVD  Chemical Vapour Deposition 

EIS  Electrochemical Impedance Spectroscopy 

ENA  Electrochemical Noise Analysis 

FDA  Food and Drug Administration 

FIB  Focused Ion Beam  

HMDS  Hexamethyldisilazane 

HMDSO   Hexamethyldisiloxane   

ISO  International Organization for Standardization 

LPCVD  Low Pressure Chemical Vapour Deposition 

MEMS  Microelectromechanical Systems 

MIL‐STD  Military Standard 

MPECVD  Microwave Plasma Enhanced Chemical Vapour Deposition 

xvi     

NaCl  Sodium Chloride 

OLED  Organic Light Emitting Diode 

OTM  Optical Transmission Measurement 

OTR  Oxygen Transmission Rate 

PAN  Polyacrylonitrile 

PC  Polycarbonate 

PCB  Printed Circuit Board 

PECVD  Plasma Enhanced Chemical Vapour Deposition 

PEN  Polyethylene Naphthalate 

PES  Polyethersulfon 

PET  Polyethylene Terephthalate 

PS  Polystyrene 

PVC  Polyvinyl Chloride  

PVD  Physical Vapour Deposition 

RF  Radio Frequency 

RH  Relative Humidity 

SCCM  Standard Cubic Centimeter per Minute 

SEM  Scanning Electron Microscopy 

SEV  Secondary Electron Multiplier 

SI  International System of Units 

Si3N4  Silicon Nitride 

SixNy  Silicon Nitrides 

SiO2  Silicon Dioxide 

SiOx  Silicon Oxides 

SMMS  Smart Micro‐Medical Implants 

UNCD  Ultrananocrystalline Diamond 

WTR  Water Transmission Rate 

WVTR  Water Vapour Transmission Rate   

    xvii 

 

Contents 

KEYWORDS vii

ABSTRACT vii 

ACKNOWLEDGMENTS ix 

NOMENCLATURES xiii

CONTENS xvii 

1  INTRODUCTION 1 

1.1  Medical context  1 

1.2  State of the art of long‐term active implants packaging  3 

1.2.1  Bulk material packaging  5 

1.2.2  Thin‐film packaging  7 

1.3  Motivation  13 

2  CONCEPT 15 

3  THEORY 25 

3.1  Permeation  25 

3.1.1  Polymer permeation  31 

3.1.2  SiOx permeation  33 

3.1.3  Combination of the materials  40 

3.1.4  Multilayer permeation models  42 

3.1.5  Water permeation  46 

3.2  Layer uniformity  53 

4  MATERIALSANDMETHODS 57 

4.1  Helium permeation test system  57 

4.2  Water permeation test system  61 

4.3  Deposition reactor  64 

5  RESULTS 67 

5.1  Stead‐state helium permeation  67 

5.1.1  Bilayer measurements  70 

5.1.2  Multilayer systems  73 

5.1.3  Transient helium permeation  74 

5.2  Simulation  75 

5.2.1  Single layer model  75 

5.2.2  Ideal laminate model  80 

xviii     

5.2.3  Percolative path model  86 

5.3  Water permeation  88 

5.4  Surface and uniformity analysis  92 

5.5  In vitro cytotoxicity and biostability analysis  96 

6  CONCLUSIONANDOUTLOOK 99 

6.1  Conclusion  99 

6.2  Future developments  103 

6.3  Outlook  106 

7  REFERENCES 107 

8  LISTOFPUBLICATIONS 115 

8.1  Ultra‐thin layer packaging for implantable electronic devices  117 

8.2  Protective multilayer packaging for long‐term implantable medical devices  131 

8.3  Ultrathin Multilayer Packaging  139 

8.4  Plasma Enhanced Polymer Ultrathin Multilayer Packaging  149  

8.5  Packaging with Active Protection Layer  159  

8.6  Three Dimensional Packaging for Medical Implants  169 

9  APPENDIX 187 

9.1  Uniformity algorithm (MATLAB)  187 

9.2  Test leaks inspection certificates  188 

9.3  Laminar flow facility certificate  190 

9.4  Other publications by the author  191 

10  CURRICULUMVITAE 193 

11  DECLARATIONOFORIGINALITY 197 

1  Introduction    1 

 

1 Introduction 

1.1 Medicalcontext The term “medical devices” has been defined by the European Union as: “any 

instrument, apparatus, appliance, software, material or other article, whether 

used alone or in combination, together with any accessories, including the 

software intended by its manufacturer to be used specifically for diagnostic 

and/or therapeutic purposes and necessary for its proper application, intended 

by the manufacturer to be used for human beings” [1]. 

With regard to this citation, different approaches for medical device 

classification can be considered. In particular, form a medical point of view 

(device application for diagnostic or therapeutic purposes), for an engineering 

aspect (instruments and apparatus), for patient safety (body tissue/device 

interface interactions) or for legal and ethical reasons (standards and legal 

codes) can be taken as classification indicators. In general, the external and 

internal application of the devices can be distinguished as shown in Figure 1. 

External devices are used outside of the human body for monitoring and 

diagnosis purposes e.g. heart rate monitors, glucose meters, X‐ray computed 

tomography or magnetic resonance imaging scanners.  

In contrast, internal devices are implanted into the human body and thus, are 

also termed implants. Figure 1 divides these devices into active and passive 

implants. The most common implants are passive which means that they 

function without a power supply. For example hip and knee prostheses, 

orthopaedic screws and plates, coronary stents and artificial heart valves are in 

this category. There is a growing interest in the development of active medical 

implants using sensors and actuators in order to monitor and stimulate human 

2    1  Introduction 

body functions. The most commonly known active implants are, for example, 

cardiac pacemakers and defibrillators, cochlear implants, retina implants and 

implantable drug pumps. In order to provide these sensing and actuating 

functions, the implants are composed of sensitive and complex electronic 

components (e.g. MEMS sensors/actuators, microcontrollers, batteries, 

antennas). To guarantee an extended lifetime of over ten years for active 

medical implants, different kinds of packaging or encapsulation have been 

applied. Nowadays, the size of the implant is often limited by the packaging 

method. The progress in medical packaging technologies will allow for the 

miniaturization of these implants and thereby lead to novel, less‐invasive 

surgery methods which translates to better patient quality of life. The next 

chapter is focused on the different packaging solutions of smart implantable 

medical devices. In particular, novel encapsulation methods based on thin‐film 

technologies in order to reduce the implant size will be discussed. 

 

 Figure 1. Classification of medical devices into external, internal, and the sub‐categories passive, and active devices. 

   

1  Introduction    3 

 

1.2 Stateoftheartoflong‐termactiveimplantspackaging To ensure the functionality of biomedical implants, the packaging has to 

guarantee integrity during the whole lifetime of the device. For this reason, 

different criteria have to be taken into consideration. 

First of all, the biocompatibility of the materials used has to be assured because 

of the direct tissue contact. Several materials such as the majority of noble 

metals, titanium, medical‐grade stainless steel, ceramics like aluminium or 

silicon oxide, biocompatible glasses and polymers (e.g. polyethylene, 

polypropylene, polytetrafluoroethylene) have been successfully used [2]. 

Additional biocompatible tests have to be performed if the raw material, the 

material structure or composition, the fabrication process, or other parameters 

differ from the certified material. Different biocompatibility test scenarios 

related to the implant purpose are suggested by the International Organization 

for Standardization (ISO 10993‐1) or the United States Food and Drug 

Administration (FDA General Program Memorandum #G95‐1) [3]. 

The second important criterion is the hermeticity of the packaging. The 

packaging has to protect the human body against toxic materials being 

released from the device electronics. On the other hand, the ingress of the 

aggressive body fluids also has to be prevented by the packaging in order to 

protect the device components. Well known indicators to define the tightness 

of the packaging are the oxygen and the water vapour transmission rate (OTR 

and WVTR). In order to measure these rates, different methods have been 

introduced, for example, by the American Society for Testing and Materials 

(ASTM). Standards such as ASTM F1927, ASTM D1434, ASTM D3985 and ASTM 

F2622 for OTR measurement and ASTM E96, ASTM E398 and ASTM F1249 for 

WVTR can be applied. A more sensitive WVTR measurement is the calcium 

mirror test method, for which presently no standard exists [4]. Other methods 

4    1  Introduction 

to measure the hermeticity of the entire packaging are defined in the military 

standards MIL‐STD‐883 (method 1014), MIL‐STD‐750 (method 1071), and MIL‐

PRF‐38534G (appendix C). These standards are mostly based on mass 

spectrometric leak rate measurements of a helium tracer gas in relation to the 

internal package volume size. Further details about these test methods are 

given in sections 4.1 and 8.1. 

It has been observed that all packaging materials leak after a certain time [5]. 

This permeation depends on the material structure, the atomic density and 

matter imperfections. For example, polymeric materials show high WVTR from 

10 to 1 x 10‐3 g mm m‐2day‐1 due to their low mass density caused by the 

interstices between the polymeric chains. In contrast, metals, ceramics and 

glasses show far lower WVTRs of around 1 x 10‐6 to 1 x 10‐10 g mm m‐2day‐1. 

Such permeation rates are sufficiently low to protect an implant efficiently 

against water in the long term. 

Other important criteria are the chemical and mechanical stability during the 

life span of the device. The harsh human body conditions can attack the 

packaging which leads to a degradation of its barrier function. For this reason, 

an indirect biocompatibility study can be carried out in order to investigate the 

leachable products and thereby the degradation of the encapsulation according 

to ISO 10993 [3]. Other possibilities to investigate the chemical resistivity of the 

packaging are based on electrochemical corrosion tests such as corrosion 

potentials, electrochemical impedance spectroscopy (EIS), electrochemical 

noise analysis (ENA) and potentiodynamic polarization curves. By the use of 

these methods, the corrosion resistance can be investigated [6]. To guarantee 

the mechanical integrity of the device during the fabrication process, storage, 

transport, surgical intervention and implantation, multiple tests have to be 

applied as proposed by the ASTM and ISO, for example. Mechanical properties 

1  Introduction    5 

 

like flexural, compressive, shear and tensile strengths must be ensured to avoid 

damage of the device by environmental forces [7]. 

Depending on the design requirements of the medical device [8], its packaging 

has to be adapted. As an example, active implantable devices often 

communicate via radio frequency (RF) to exchange data between an external 

reader unit and the implanted device by telemetry [9]. In order to transmit 

signals by RF telemetry, the package material has to be suitable for the 

communication frequency. Materials, exhibiting low absorption in the specific 

electromagnetic band are therefore preferred. The integration of passive 

telemetry allows for bidirectional data communication and in addition, energy 

transmission with a single RF antenna [10‐12]. The energy is thereby 

transmitted by an external electromagnetic RF field through inductive coupling 

to the implant’s receiving antenna and the data communication is based on an 

absorption modulation [13]. Using such telemetric technology, standard 

batteries for internal power supply, which have low battery size / energy ratios, 

can be avoided. Hence, the implant can be further miniaturised and the life 

time will be increased due to the external power supply. 

For the appropriate choice of the packaging material, the mentioned 

considerations have to be taken into account. 

 

1.2.1 Bulkmaterialpackaging 

One of the first active implantable devices was a ventricular pacemaker which 

was implanted in 1958 by Elmqvist and Senning [14]. These early devices were 

totally encapsulated in epoxies  and functioned properly over one year [15, 16]. 

Due to the fact that all polymers show high WVTRs and at the same time, 

exhibit deterioration of its chemical structure compared to other denser 

6    1  Introduction 

materials, the packaging strategy has evolved. In the late sixties, the 

investigations began with the encapsulation of pacemaker batteries and 

electronics using a titanium or stainless steel housing [17, 18]. The longevity of 

the devices could thereby be considerably improved. Nowadays, laser‐beam 

welded metal housings are state of the art, not only for pacemakers, but also 

for other active implantable devices such as programmable infusion pumps 

[19]. The electrical connection to pacing electrodes or antennas outside of the 

metallic encapsulation for example, can be realised by glass or ceramic 

feedthroughs [20]. For this technology, the glass or ceramic materials are 

melted or sintered around the electrical metal contacts. This process is well 

known and has a high hermetic helium gas tightness [21]. 

 

Other encapsulation solutions that are based on by the use of glass housings 

have been proposed. This packaging has the advantage of a low absorption of 

the electromagnetic RF fields for telemetric systems. WVTR permeation 

through glass is typically two orders of magnitude higher than metals but even 

a thin‐film glass packaging in the μm‐range provides sufficient hermetic sealing 

for long‐term applications [5, 22]. For the fabrication of this hermetic 

packaging, the active implant can be inserted, for example, into a capillary glass 

tube and encapsulated by welding its ends to glass beads by a CO2 laser beam 

[23]. Another possibility that has been investigated is low‐temperature brazing 

methods in order to prevent electronic damage. The electronic circuit is 

encapsulated between a borosilicate glass substrate and a glass capsule on 

which a 2 μm gold film was deposited. A low temperature eutectic brazing ring 

(Sn77.2In20Ag2.8, melting point 187 °C) was inserted between the substrate 

and the capsule and soldered at a temperature of 195 °C [24]. 

 

1  Introduction    7 

 

Nowadays, some polymeric materials, such as silicone rubbers, epoxies, 

parylenes, polyurethane, polyetheretherketone or polyimide, have been 

investigated for use in implant packaging [25‐30]. An advantage of a thick bulk 

polymer encapsulation of the implantable device is its high RF transparency. 

The main drawback of polymers is the relative high WVTR compared to glass, 

ceramic or metal materials as discussed above. The encapsulation properties of 

the polymer strongly depends on the atomic package density, molecular 

orientation, crystallinity, chain stiffness and its shrinkage [31]. 

In contrast to glass, ceramic and metal encapsulations, polymer encapsulation 

provides limited sealing properties for long‐term implantation [32].  

 

1.2.2 Thin‐filmpackaging 

In addition to encapsulations using bulk materials, different thin‐film packaging 

approaches have been investigated for hermetic sealing of medical implants. 

The main advantage of a thin‐film packaging is the size reduction of the devices 

compared to the conventional methods discussed in the previous section. 

Inorganic thin films composed of metals, ceramics or glasses can theoretically 

provide sufficient hermetic tightness due to their high intrinsic molecular 

density. Nevertheless, during the deposition, they tend to build columnar 

microstructures or create defects due to internal stress formation [33, 34]. In 

contrast, organic thin films based on poly‐para‐xylylenes, for example Parylene‐

C, can be deposited pinhole‐free down to a thickness of around 50 nm and in 

addition, it exhibits stressless deposition properties [35]. Parylene‐C layers are 

widely used as an encapsulation material for biomedical applications. Due to its 

high conformity, thermal stability (melting point at 290 °C) and defect‐free 

characteristics, Parylene has been used for packaging of neural prostheses like 

8    1  Introduction 

cochlear implants and microelectrodes, for cardiac pace makers, and deep 

brain stimulators [26, 36, 37]. The Parylene molecule was synthesized for the 

first time by Szwarc in 1947 [38]. The first efficient deposition method was 

developed by Gorham in 1966, which was based on a downstream, low 

pressure chemical vapour deposition (LPCVD) process [39]. Further details of 

the Parylene deposition process are explained in section 4.3. It has to be 

mentioned that the WVTR of Parylene‐C of 80 g μm m‐2 day‐1 at 38 °C and 90% 

relative humidity (RH) is one of the lowest values for polymeric materials [40]. 

Other possible polymeric thin‐film barrier coatings for biotechnological 

purposes are well described in literature [41]. However, looking at the 

molecular structure of polymeric thin films, the low atomic density favours the 

permeation of water molecules and thereby provokes swelling, degradation 

and corrosion effects of the encapsulated device. Thus, by the use of polymeric 

thin‐film layers, the long‐term tightness cannot be ensured. 

 

In order to increase the atomic package density and thereby the hermetic 

tightness, several inorganic thin‐film coatings have been investigated. These 

films are mostly deposited by plasma enhanced chemical vapour depositions 

(PECVD). The PECVD process has the advantages of layer densification during 

deposition due to the plasma ion bombardment, good layer conformity and 

low process temperatures compared to conventional physical‐ and chemical 

vapour depositions (PVD, CVD). Using this technology, for example silicon 

oxides, silicon nitrides or aluminium oxides can be deposited as barrier 

materials. These barrier coatings have been mostly investigated for the 

encapsulation of organic light emitting diodes (OLEDs) or flexible solar cells in 

order to reduce the moisture and oxygen permeation [42, 43]. The OLED 

components are thereby deposited on polymeric substrates and encapsulated 

by transparent thin‐film coatings for the fabrication of flexible devices. For this 

1  Introduction    9 

 

purpose, silicon nitride (SiNx) layers have been studied by Wolf et al. [44]. SiNx 

layers with a thickness of 25‐400 nm were therefore deposited on polyethylene 

terephthalate (PET) and polyethylene naphthalate (PEN) substrates by an 

inductively‐coupled PECVD at 70‐120 °C. The WVTR measurements showed 

values of 2 x 10‐3 g m‐2 day‐1 (25 °C, 30‐50% RH) for 400 nm thick SiNx layers. 

 

Silicon oxides (SiOx) coatings have also been evaluated and showed the 

potential to significantly decrease moisture and oxygen permeation by several 

orders of magnitude [45, 46]. Wuu et al. investigated SiOx deposited by PECVD 

at temperatures between 80 and 170 °C barriers on flexible polyethersulfon 

(PES, 200 μm) substrates [47]. Single SiOx layers with a thickness of 100 nm 

exhibited a WVTR of 0.31 g m‐2 day‐1 (25 C, 100% RH). By a double‐sided SiOx 

deposition (2 x 100 nm) on the PES substrates, the WVTR could be decreased to 

a minimum of 0.1 g m‐2 day‐1. Da Silva Sobrinho et al. found nearly the same 

WVTR of 0.2 g m‐2 day‐1 (33 °C, 100% RH) for PECVD SiOx coatings with a 

thickness of around 100 nm on 13 μm thick PET substrates [48]. In addition, 

they showed that the oxygen transmission rate (OTR) and the WVTR of SiOx and 

SiNx are equal for layer thicknesses higher than 100 nm. 

 

Another promising deposition technology is atomic layer deposition (ALD) that 

allows the growth of nanoscopic and dense inorganic monolayers (e.g. SiO2, 

ZrO2, Al2O3, TiO2, TiN, Ti, Cu, Ni) [49]. For the deposition, usually two gaseous 

precursors, which are sequentially introduced into the reactor chamber, are 

used. After two precursor cycles, a conformal and pinhole‐free atomic 

monolayer is deposited on the substrate and the process can be repeated layer 

by layer until the desired coating thickness is achieved. Several studies have 

been devoted to the barrier characterisation of ALD films for protection of 

10    1  Introduction 

organic light‐emitting diodes. For example, ALD aluminium oxide (Al2O3) layers 

have been investigated with regard to the WVTR permeation barrier 

properties. The investigation reports extremely low WVTR of around 0.06 g m2 

day‐1 for a 30 nm thick Al2O3 layer [50]. However, the application of ALD layers 

on implantable electronic circuits is time consuming and critical due to the 

increased process temperatures needed. 

 

Another approach for hermetic thin‐film encapsulation has been developed by 

the deposition of ultrananocrystalline diamond (UNCD) coatings for the 

protection of retinal implants [51]. The films were fabricated by microwave 

plasma‐enhanced chemical vapour deposition (MPECVD) using an argon‐

methane‐hydrogen precursor mixture. Deposition temperatures between 400 

and 800 °C were investigated. The cross‐sections of the films showed dense 

and pinhole‐free layers in the observed range. Rabbit eye in vivo tests showed 

no acute surface damage of the coated Si samples, but leakage current 

measurements using cyclic voltammetry, revealed a need for optimisation. 

Further investigation of multilayered structures (UNCD coating deposited on an 

additional ceramic layer) are expected to achieve lower leakage currents 

compatible for long‐term retinal devices. 

 

As the previous studies showed, the decrease of OTR and WVTR is limited using 

single layer structures. In contrast, multilayered thin‐film structures open a 

route to improved barrier properties. The first thin‐film multilayer barrier 

structures were reported by Shaw et al. in 1994 [52]. Their approach was to 

coat an oriented polypropylene substrate with an alternation of organic 

acrylate and aluminium thin films. OTR measurements showed a decrease of 

oxygen permeation from 1’000 to 0.1 cm3 m‐2 day‐1 (STP) using these barrier 

structures. Affinito et al. improved the barrier properties by the use of 

1  Introduction    11 

 

acrylate/alumina(Al2O3)/acrylate stacks [53]. The Al2O3 was deposited by 

reactive sputtering (PVD) and the polymeric films by flash evaporation of a 

poly(ethylene glycol) diacrylate monomer. A barrier stack with thicknesses of 

1 μm acrylate/ 25 nm Al2O3 / 240 nm acrylate on 50 μm thick polyester 

substrates showed a WVTR lower than 0.0155 g m‐2 day‐1. Further work of this 

group showed a defect decoupling effect of the polymeric layer for 

successional aluminium oxide layers [54]. Low WVTRs of 8 x 10‐5 g m‐2 day‐1 

(25 °C, 40% RH) were achieved by five dyads (5 x AlOx/acrylate bilayers) on PET 

substrates. 

 

A silicon based multilayer structure (SiOx and SiOxCyHz) was proposed by Colite 

et al. [55]. This structure was composed of polymeric SiOxCyHz surface 

smoothing and adhesion layers, and inorganic SiOx‐like barrier layers, deposited 

by initiated CVD and PECVD, respectively. The clean layer interfaces due to 

their single‐chamber process improved the interlayer adhesion. The lowest 

WVTR value of 0.01 g m‐2 day‐1 (25 C, 98% RH) could be achieved by a 300 nm 

barrier layer composed of three SiOx/SiOxCyHz dyads deposited on a 125 μm 

PEN substrate. 

 

Another silicon based graded organic/inorganic multilayer structure was 

proposed by Yan et al. [56]. The advantage of graded interfaces is an improved 

adhesion between the adjacent interlayers. The barrier was composed of 

inorganic SiOxNy and organic SiOxCy layers. For their fabrication, the precursor 

gas composition was changed gradually during the PECVD process. A WVTR of 

2 x 10‐5 g m2 day‐1 (23 C, 50% RH) for barrier layers deposited on polycarbonate 

substrates was measured. 

 

12    1  Introduction 

Chiang et al. reported silicon nitride (SiNX)/Parylene based barrier coatings [57]. 

For cyclic bending tests, two Parylene/SiNX dyads, with thicknesses of 600 nm 

Parylene and 100 nm SiNX, were deposited on top of 175 μm thick 

polycarbonate films (PC). Cyclic bending tests showed that the additional 

Parylene layer on top of the SiNX could suppress crack formation. After the 

3000‐times cycling test, the OTR and WVTR remained constant at 0.1 cm3 m‐2 

day‐1 and 0.01 g m2 day‐1, respectively. Similar OTR results of 

PC/Parylene/SiNx/Parylene barriers were observed by Schaepkens et al. [58]. 

 

Another Parylene‐C based multilayer structure was proposed by Chang et al. 

for the encapsulation of retinal implants [59]. Their structure was composed 

first of a 5 μm thick Parylene‐C layer, followed by a titanium / gold metal 

coating with the thicknesses of 0.02 and 0.3 μm, respectively, and finally a 

second 5 μm thick Parylene‐C layer. The Parylene‐C layers were deposited with 

the conventional Gorham process and the metal layer by electron beam 

physical vapour deposition (EBPVD) on top of an electrical amplifier chip. The 

coated devices were immersed into saline solution (NaCl concentration of 

9 g / l) and heated at 97 °C for accelerated aging tests. The signal loss (failure) 

of the amplifier was chosen as indicator for the efficiency of the barrier 

protection. The mean time to failure of these discrete components was 37 

days. This corresponds, by use of an Arrhenius relationship, to a lifetime of 6.7 

years at 37 °C. Attention has to be taken to their choice of the mean time 

failure indicator. For long‐term implants, a restricted drift indicator will be 

more appropriate as a device failure criterion. In that case, the proposed 

barrier structure will not be sufficient for a long‐term application. 

   

1  Introduction    13 

 

1.3 Motivation 

Current packaging for long‐term smart medical implants are composed of bulk 

polymer, glass, or metal encapsulations. These technologies drastically limit 

further miniaturisation of the devices. There is a need of reliable, cost‐effective 

batch‐manufacturing packaging processes at wafer‐level, to protect the 

electronic, mechanical and microelectromechanical systems (MEMS) of such a 

device against the exposure of body fluids. Conversely, the body tissue has to 

be protected from possible reaction products between the implant and the 

body liquids. In addition, a continuous size reduction is essential for the 

development of less‐invasive smart micro‐medical implants (SMMS), which can 

be inserted into the human body by catheter‐based surgery. Such devices can 

be easily placed via blood vessels, such as the femoral artery or other body 

orifices. Due to the reduced size, these next generation SMMS will allow for 

monitoring and stimulation of a wide range of body functions. Recent 

outstanding advances in medical research show, for example, the possibility of 

optic nerve (retina), acoustic nerve (cochlea) or deep brain stimulation. These 

new discoveries will benefit from the development of novel SMMS implants for 

specific disease treatments. For a further miniaturisation of such smart 

implants, a superior biocompatible thin‐film packaging concept has to be 

developed. 

At the moment, no thin‐film packaging coating exists for the encapsulation of 

long‐term smart medical implants. Most proposed thin‐film barriers have 

insufficient tightness, i.e., a high WVTR. In contrast, coatings with high barrier 

performance have been developed for application in flexible OLED displays or 

organic solar cells. These concepts cannot be directly applied to medical 

implants due to the different environmental conditions. For example, the 

lifetime of OLEDs has to be ensured at standard ambient condition, whereas 

14    1  Introduction 

long‐term implants are exposed to the aggressive saline body fluids at 

increased temperature (≈ 37 °C) during many years. In addition, the 

biocompatibility of the chosen packaging materials and the combination 

thereof, is crucial. In order to overcome these scientific challenges, a novel 

packaging strategy is proposed in this PhD thesis. 

This means that multiple scientific issues have to be resolved. First of all, a 

novel thin‐film deposition system has to be developed to deposit uniform 

multilayer barriers over the SMMS. In order to deposit a multilayer barrier with 

different layer materials, various deposition technologies can be used. A single 

chamber reactor system, where the different deposition methods are 

integrated, is preferable due to the advantage of uncontaminated and well‐

defined interface properties between the alternate layers of a stack. In 

addition, the appropriate process and its parameters for conformal deposition 

at near‐ambient temperature was to be found, which avoids the degradation of 

the device during its exposure to the deposition process. The deposited 

material has to be analysed afterwards, in order to optimise the deposition 

parameters to give the highest packaging performance together with 

biocompatibility. Due to the lack of hermeticity test methods for ultra‐tight 

thin‐film barriers, conventional tests have to be modified or novel methods to 

be developed. Finally, the experimentally obtained hermeticity values are 

compared to theoretical calculations based on physical transport models, 

combined with finite element methods. 

 

   

2  Concept    15 

 

2 Concept 

The development of implantable devices requires the management of several 

complex challenges: medical implants must comply with strict hermeticity and 

biocompatibility standards; they have to be mechanically stable and must be as 

small as possible. Furthermore, external communication with the implant is 

preferred. The development of new high‐performance medical devices that are 

smaller and less expensive, is often constrained by the selection of the 

packaging material. 

The main objective of this work is the development of a novel thin film concept 

that can be applied to numerous implantable electronic devices, where size 

reduction is the key priority. In order to illustrate the potential of new hermetic 

thin‐film concepts on SMMS, the recently developed Codman flow transducer 

[60] has been chosen to serve as a model for implant size reduction through 

the application of multilayer barriers compared to conventional glass 

packaging. 

The Codman company develops and markets a wide range of diagnostic and 

therapeutic products for the treatment of central nervous system disorders, 

with a focus on intractable pain management and paediatric and adult 

hydrocephalus. Hydrocephalus is one of the most common congenital disorders 

of the central nervous system. The treatment of hydrocephalus requires the 

implantation of a catheter shunt system for cerebrospinal fluid (CSF) drainage. 

Little is known about the effective CSF flow rates and patency of these catheter 

systems which are key factors for the successful treatment. For an optimised 

patient diagnostic and monitoring of the correct valve function, a flow sensor 

has been developed that can detect the CSF flow through the shunt system. For 

encapsulation of the flow sensor electronics, a conventional glass packaging 

has been chosen. Nevertheless, this bulk packaging increases the total size of 

16    2  Concept 

the implant and creates unused cavities, and thus limits the miniaturization 

potential. Figure 2 shows two flow sensor packaging concepts, with the 

conventional glass base plate and glass capsule housing on the right side, and 

the miniaturized multilayer packaged flow sensor without glass capsule on the 

left side. 

 

  

Figure 2. Design study of an implantable flow sensor for the treatment of hydrocephalus using the conventional glass packaging technology (right) compared to the new multilayer packaging (left). 

 

By positioning the electronic components into the base plate and the 

application of the multilayer thin‐film packaging directly on top of the sensor 

and the printed circuit board (PCB), the glass capsule and hence, the glass 

soldering process can be avoided.  Hence, a size reduction of around 70% of the 

total volume can be achieved. This reduction represents a highly significant 

improvement for the development of new SMMS implants. 

In order to fabricate these thin multilayer structures, the polymer poly(chloro‐

para‐xylylene), also known as Parylene‐C, has been chosen as basic material. 

The deposition of Parylene is highly conformal and produces films that are 

2  Concept    17 

 

considered to be pin‐hole free (from about 50 nm on Si wafer). This, in 

combination with its biocompatibility and its excellent mechanical and 

chemical properties, makes Parylene a material of choice for packaging 

purposes. Furthermore, due to its high thermal stability (a melting point of 290 

°C), Parylene‐coated devices can be sterilized (up to 135 °C) using conventional 

techniques prior to operation. Nowadays, Parylene is commonly used as 

biocompatible package on stents and other devices. However, long‐term 

implantable device compatibility data are lacking. The reduced scratch‐

resistance of Parylene‐packaged devices always implies a certain risk of 

damage. Thus, the loss of biocompatibility due to harsh handling limits the use 

of Parylene for clinical use. In general, all polymers have reduced mechanical 

scratch resistivity compared to ceramics or metals. Moreover, their molecular 

structure and their reduced density favours diffusion through the polymeric 

chains and swelling effects from liquid exposure. Thin‐films made of ceramics 

or metals have a higher molecular package density and thereby tightness. 

Nevertheless, they tend to create defects such as pinholes and cracks and the 

coating can be less conformal, depending on the deposition process. These 

drawbacks result from directionality and internal stress introduced by plasma‐

assisted non‐equilibrium processes. 

Based on these considerations, this work proposes novel packaging concepts 

comprised of Parylene‐based multi‐stack laminates in combination with 

hermetic non‐Parylene barrier layers. The concept takes advantage of the fact 

that the combination of the two layer materials favours the desired properties 

of each individual layer, while reducing their respective drawbacks. The typical 

morphology of such a multilayer stack is represented schematically in Figure 3. 

18    2  Concept 

 

Figure 3. Schematic model of direct diffusion of a bulk polymeric single layer (left) and a multilayer structure 

(right). The multilayer structure shows a highly increased effective diffusion pathway compared to a single 

polymeric layer (red) due to the hermetic inorganic barrier layers (yellow). The percolative pathway arises due 

to the defects in the inorganic layers. 

 

The illustration on the left side shows the direct diffusion across the bulk 

polymeric layer due to the reduced density. The integration of high density 

inorganic layers increases the effective diffusion path‐length through the 

coating compared to the bulk polymeric layer. Thus, a stack of polymer and 

ceramic layers has the potential to combine the advantages of both materials 

in such a way that the percolative pathway of permeants is increased and 

directly linked to the crack/pinhole density of the ceramic layer. Moreover, the 

interfaces themselves can dominate the physical/chemical permeation 

properties of the entire stack. This means that, with regard to the number of 

interfaces, increasing the number of thinner layers, rather than having fewer 

thicker layers, can enhance the overall barrier tightness. This can be explained 

by the material transition zone of the two materials and by capillary effects in 

the case of poor adhesion between the layers. In order to increase the 

adhesion of the interlayers, the total stress of the barrier stack has to be 

matched. Well‐defined deposition conditions, interface treatments, layer 

adhesion, and material compositions of the individual layers therefore have to 

be taken into account during the deposition process. 

2  Concept    19 

 

For the realisation of the above presented working principle, different material 

combinations can be proposed. The choice of the stack partner and its 

deposition process are important questions to be answered. Finally, three 

different concepts have been evaluated as the most promising approaches. The 

following figure shows stack concepts based on Parylene with inorganic, high‐

density, and liquid interlayers. 

 

 

 

Figure 4. Concept of different multilayers barriers based on Parylene layers interspaced with different high‐hermetic interlayers. 

 

Figure 4 shows the conformal coating strategies over a substrate with 

rectangular feature sizes such as electronic components. The first concept is 

based on inorganic layers such as silicon oxides, silicon nitrides, titanium oxides 

or aluminium oxides. These ceramic materials have the advantage of high 

molecular density and thereby, high barrier properties. For biocompatibility, 

molecular density, conformity, and deposition at low temperature, SiOx has 

been identified as an optimal inorganic interlayer material. To achieve low 

deposition temperatures, a PECVD process with the precursor monomer 

hexamethyldisiloxane (HMDSO) was chosen. Plasma‐enhanced processes have 

a twofold advantage, which is desired to attain the concept objective. First, 

they have the potential to deposit thin‐film layers at reduced temperatures 

20    2  Concept 

(compatible with Parylene layers). Second, an increased molecular density due 

to ion bombardment can be obtained. Using a low‐power (50‐100 W) high‐

frequency (13.56 MHz) capacitively coupled plasma, the monomer is 

dissociated and deposited on the electrode. For the PECVD process, additional 

oxygen gas (O2) is injected into the reactor to form dense SiOx layers. The 

increase of the HMDSO/O2 precursor ratio allows tailoring of the purely 

inorganic coatings (SiO2) to lower densities, giving more polymer‐like properties 

(SiOxCy). A detailed description of the fabrication process of SiOx thin‐film 

coatings [61] and of polymeric / inorganic multilayer structures is presented in 

sections 8.1 and 8.3. 

 

The second multilayer concept is based on standard Parylene and plasma‐

dissociated high‐density Parylene‐like layers. To obtain these barrier layers, the 

Parylene monomers are dissociated by plasma initiation to form amorphous 

carbon‐like layers, which are much denser than Parylene itself. The monomer 

gas flow rate is determined by the amount of vaporized monomer, which 

depends on the temperature of the vaporisation chamber. The monomer gas is 

injected as precursor to the 13.56 MHz driven PECVD process. In order to 

optimise the fragmentation for layers with higher density, the RF frequency can 

be matched to specific resonance frequencies that favour the cracking of the 

Parylene molecules. Using this PECVD process, the degree of monomer 

fragmentation can also be modified by varying the ratio of RF power and 

monomer gas flow. Hence, the layer composition can be tailored, from 

polymer‐like layers to diamond‐like carbon coatings, using a higher RF power. 

In order to further increase the density of such a layer, the RF electrode can be 

biased, which enhances the effect of ion bombardment. Additional 

densification can be achieved by copolymerisation using monomer precursors 

like C2H4, CH4, or H2. 

2  Concept    21 

 

Figure 5 shows an optical microscope image of a deposited high‐density plasma 

Parylene‐C multilayer structure with 8 alternating layer dyads (pairs). Further 

details of the fabrication process of polymeric / high‐density polymeric 

multilayer structures are presented in section 8.4. 

 

 

Figure 5. Optical microscope image of a multilayer composed of conventional Parylene‐C and high‐density plasma Parylene‐C layers. 

 

As for the SiOx coatings, a compromise has to be found between denser 

diamond‐like carbon layers and their associated stress formation. Thicker 

barrier layer increase the tightness of the total stack but also increase the 

stress. In order to reduce the stress between the high‐density and the adjacent 

Parylene layers, their thicknesses have to be matched. The elastic Parylene 

layers help to relieve the stress which is introduced during PECVD depositions. 

Each Parylene layer will form a relaxation zone as shown in Figure 6. A 

limitation of the Parylene layer thickness is set by the requirement that the 

effective percolative pathway is diminished. Above this thickness, the total 

barrier tightness decreases. A trade‐off has to be found between barrier 

tightness and stress formation. 

 

22    2  Concept 

 

 

Figure 6. Illustration of a barrier stack comprising of barrier layer (d) and polymeric Parylene layers (D). The 

introduced stress by the PECVD deposition can be absorbed by the elastic Parylene layers. 

 

The integration of these high‐density multilayers to implantable devices with 

complex surface structures requires a pinhole‐free conformal overgrowth of all 

implant surface patterns. In order to achieve this, a homogenization of the 

profile can be done by means of an intermediate smoothing layer as shown in 

Figure 7. For this purpose, a smoothing micro filler (SMF), such as silicone or 

epoxy, can be applied on the implant so that the total conformity of thin 

packaging barriers can be improved. The addition of this SMF will smooth, 

homogenize, remove defaults and cover/round sharp contours/edges of a 

medical device structure before the barrier stack is deposited. Furthermore, its 

roughness is reduced in a way that the subsequent deposition of the multilayer 

seals the implant hermetically at molecular level. Due to the elastic properties 

of the SMF, a further stress reduction can be achieved by its application. The 

SMF allows for multilayer packaging of any implantable device in a way that 

independent of its three dimensional structure, a conformal coating can be 

achieved. The surface energy of the SMF has to be as low as possible for this 

2  Concept    23 

 

reason. Detailed explanations of the working principle and fabrication methods 

of the SMF are presented in section 8.6. 

 

 Figure 7 Principle of the packaging concept using a smoothing micro filler (yellow) and a high‐density multilayer barrier (red/orange). 

 

The last concept represents a completely different package strategy by 

alternating Parylene and thin liquid layers. The application of very thin liquid 

stack‐partners has the potential to suppress stress and defect formation. In 

addition, it can be expected that liquids with a thickness greater than a few 

nanometres are pinhole‐free. The interfaces of the solid to liquid phase 

transition will thereby reduce permeation through the barrier stack. In 

addition, the liquid can act as a getter material which absorbs specific atoms 

like oxygen or water molecules. In order to improve the water tightness of such 

a stack, the liquids have to be hydrophobic. For better adhesion properties, the 

liquids should have an improved wetting on Parylene layers and a low viscosity. 

Moreover, the Parylene surface can be treated or activated in order to increase 

the liquid wettability. 

An advantage of the Parylene process is that the layers can be deposited stress‐

free and conformally on low vapour pressure  liquids ( < 7 Pa ) without shape 

deformation [35]. Hence, liquids like biocompatible silicone oils or polyethylene 

glycol are preferred. The liquids can be deposited by condensation, dip coating 

or spraying in situ in the Parylene deposition chamber. Another advantage of 

24    2  Concept 

this stack concept is that the last liquid layers of a stack can be used as 

functional drug‐eluting coating. Active pharmaceutical agents such as 

antibacterial, anti‐inflammatory or growth simulating drugs can therefore be 

added to the liquid. For a controlled release of the drugs, the porosity of the 

adjacent Parylene layers can be tailored by varying the total deposition 

pressure during their deposition. Further descriptions concerning the 

polymer / liquid layer concept and its fabrication process are shown in section 

8.5 and [62]. 

 

Finally, the work of this thesis was mostly focused on polymeric / inorganic 

multilayer barriers. The following chapter will give a theoretical insight into the 

permeation mechanism through polymeric, inorganic and combined multilayer 

barriers. 

 

3  Theory    25 

 

3 Theory 

In this chapter, the permeation through polymers and ceramic layers will be 

discussed. Permeation is an intrinsic material property and dependent on the 

structure of the materials, which results in different diffusion models. The 

theory and models presented, are focused on Parylene and silicone oxide 

multilayer materials. 

 

3.1 Permeation 

For the presented multilayer structures, the permeation is defined as a 

penetration of the solid material by permeants. These permeants are often in 

liquid or gaseous phase, such as water or oxygen, respectively. The permeation 

process can be explained by the general diffusion theory and is composed of 

four different stages as shown in Figure 8. 

 

 

Figure 8. Illustration of the permeation process composed of the four different stages: adsorption, absorption, diffusion and desorption. The particles are indicated in blue and the solid membrane in orange. 

 For homogenous materials, the entire permeation process at steady state is 

defined by the permeability coefficient  .   is detemined as a product of the 

diffusion coefficent   and the solubility coefficent   as shown in equation ( 1 ). 

26    3  Theory 

The material‐specific coefficent   quantifies the diffusion process and   the 

absorption process. 

  ∙   ( 1 ) 

 

The permeability specifies the gas volume per time which penetrates the 

material under a defined pressure. Different units of the permeability 

coefficient are used depending on literature. For the sake of simplicity, only the 

international system (SI) of units was introduced in this thesis. As consequence, 

[ ] is specified in mol m‐1 s‐1 Pa‐1. 

 

In general, the diffusion process in solids is much slower, as opposed to the 

sorption processes. Thus, the diffusion is the primary time determining stage of 

the permeation. The diffusion coefficient at constant pressure and temperature 

can be described by the first Fick law as follows: 

 

  ⋅ ,   ( 2 ) 

 

where   is the particle flux or the amount of diffusing substance per time and 

per area, and   the internal molar concentration gradient at constant 

pressure and temperature. The diffusion for one dimension can be described 

by: 

 

  ∙dd

  ( 3 ) 

 

3  Theory    27 

 

which shows that the particle flux is proportional to negative molar 

concentration gradient. Figure 9 depicts the negative diffusion gradient for two 

constant boundary concentrations   and   for a material with the thickness  . 

Figure 9. Illustration of the linerar concentration gradient with respect to the constant boundary conditions on either side of the slab of material.

 

In order to determine the concentration of gases, it is more practical to 

measure the differential pressure across the membrane as compared to 

concentration measurements. Therefore, the solubility coefficient   is used and 

this can be described by Henry’s law as follows: 

 

  ∙   ( 4 ) 

 

The law gowerns the solubility or absorption of specific gas molecules which 

are dissolved into the material. For a constant temperature, the internal 

concentration   of absorbed molecules in the material is proportional to the 

applied gas pressure   outside of the material surface. 

   

28    3  Theory 

The ideal gas law describes the relation between the pressure, temperature 

and concentration of a gas as follows: 

 

  ∙ ∙ ∙   ( 5 ) 

 

By use of the ideal gas law, the external concentration  at a given applied 

pressure   can be calculated. Using Henry’s law ( 4 ) and the ideal gas law ( 5 ), 

the following relation can be found between the external and internal 

concentration: 

 

  ∙ ∙ ∙   ( 6 ) 

 

For the calculation of   no further assumption has to be made. For the sake 

of simplicity, the conversion factor   can be used to express the relationship 

between   and   as follows [45]: 

 

    ( 7 ) 

 

By applying Fick’s first law and Henry’s law to the steady‐state concentration 

distribution of a gas, a phase transition can be found if   < 1. This will lead to a 

step in the distribution which depends on   as shown in Figure 10. 

3  Theory    29 

 

 Figure 10. Illustration of gas concentration distribution on a gas-solid interface.

 

By integration of Fick’s first law ( 3 ) and in combination with Henry’s law ( 4 ) 

and the permeability equation ( 1 ), assuming that the sorption isotherm is 

proportional to temperature and pressure and moreover, the diffusion 

coefficient is constant, the relation between the steady‐state particle flux   of a 

thin‐film with a thickness d and the differential gas pressure ∆  can be 

described as: 

 

  ⋅ ∙dd

∙∆

  ( 8 ) 

 

Equation ( 8 ) can be used in case of steady‐state permeation. If the particle 

flux   is multiplied by the time t, the total mass, permeating through the 

membrane, can be calculated. The total number of particles   which have 

permeated the substrate with a surface   over the time   can then be 

expressed by: 

 

  ∙ ∙   ( 9 ) 

   

30    3  Theory 

For transient permeation through homogenous material, Fick’s second law can 

be applied. It predicts the time‐dependent particle flux, where the 

concentration is both, position‐ and time‐dependent. Fick’s second law for one 

dimension can be described by: 

 

 d ,

ddd

∙d ,

d  ( 10 ) 

 

where   is the diffusion coefficient and c the position and time‐dependent 

concentration of soluted particles in the material. If the internal concentration 

 of the second Fick law  is replaced by equation ( 4 ), equation ( 10 ) can be 

written as follows (assuming   to be constant over   and   to be constant with 

respect to time   and location  ): 

 

 dd

∙dd

  ( 11 ) 

 

where   is the external applied gas pressure load on the material. The equation 

( 11 ) shows that the transient behaviour of   only depends on  , whereas the 

steady‐state value of   depends on the product  ∙  (which is equal to the 

permeability coefficient  ). Figure 11 shows an example of the time‐dependent 

particle flux through a solid material if a Heaviside function pressure step 

(green) is applied. By comparing the experimental and numerical values for the 

steady‐state flux and for the flux decay, both parameters   and   can be 

determined (parameter estimation by inverse fitting). This method will be used 

in paragraph 5.1.3. 

 

3  Theory    31 

 

 

Figure 11. Illustration of the time-dependent response of the particle flux (blue) through a solid material by application of a Heaviside pressure step.

 

 

3.1.1 Polymerpermeation 

Due to the nature of polymers, their material density is much lower compared 

to ceramics or metals. Polymers build long molecular chains; therefore the 

package density is reduced by the free volume interstices between the 

entangled chains. The permeation of polymers is enhanced compared to dense 

inorganic materials, because particles can easily penetrate through these free 

volumes [63]. For example, the free space between the chains of 

polyacrylonitrile (PAN) are in the range of 0.1 to 1 nm [64]. The general 

polymer permeation is widely discussed in literature [65‐67]. Standard 

amorphous polymers like thermoplastics (e.g. polystyrene), have fewer chain 

interconnections and wide free volumes as shown on the left side in Figure 12. 

Thermosetting plastics such as epoxy and silicone, have the same basic 

structure as thermoplastics but the polymeric chains show a higher degree of 

cross‐linking. For this reason, the free volume is reduced. The highest 

molecular density, and therefore the lowest diffusion is achieved by crystalline 

structured polymers, e.g. the semi‐crystalline Parylene [68]. 

32    3  Theory 

 

Figure 12. Illustration of chain arrangements of different plastic types. The chains of amorphous thermoplastics are attracted by van der Waals forces. The chains of the cross‐linked thermosets are connected by strong covalent bonds. The crystalline thermoplastics have more van‐der‐Waals bonds and less free volume as compared to the two others. 

 

The ratio between the amorphous and crystalline phase in a polymer is directly 

proportional to the gas solubility of the material [69], notably the helium 

solubility [70]. The permeation impact of the crystalline polymer fraction of 

Parylene has been shown in literature [68]. The helium solubility   of a semi‐

crystalline polymer can thereby be described as follows: 

 

  ∙   ( 12 ) 

 

where   is the solubility of the amorphous phase and   the volume fraction 

of the amorphous phase. For polymers and other solid materials, the solubility‐

induced matter transport proceeds much faster than the transport by diffusion. 

Hence, at steady‐state measurements, the diffusion determines the 

permeation process [71]. 

   

3  Theory    33 

 

3.1.2 SiOxpermeation 

In order to decrease the permeability of the polymeric thin films, additional 

high density inorganic layers can be integrated to form tight composite barrier 

laminates. For this reason, PECVD deposited silicon dioxide was chosen as a 

material. Due to the nature of PECVD deposition, the SiOx thin film cannot be 

considered as a perfect defect‐free layer. Multiple investigations have shown 

that SiOx layers have defects (pinholes and cracks) mostly in the nanoscopic size 

range [72‐74]. Figure 13 gives a closer look at the different defect scenarios 

which may occur. Depending on the defect size, different diffusion mechanisms 

can occur. The defects are thereby simplified as cylindrical tubes. 

 

Figure 13. Illustration of different defect types related to the pore size diameter, which defines the diffusion mechanism at standard temperature and pressure. 

 

Due to the defect inclusion in SiOx thin films, the entire permeation is not 

determined by the solid lattice diffusion but rather by defect induced diffusion 

[45]. To get a closer look at the diffusion mechanisms, the kinetic gas theory 

has to be taken into account. Applying this theory, gas particles are assumed to 

be hard spheres which are moving around the gas atmosphere with Maxwell–

34    3  Theory 

Boltzmann distributed velocities. These particles collide elastically with other 

particles and the surrounding pore walls. From the Maxwell–Boltzmann 

distribution, the mean velocity  of these gas particles can be described by: 

 

  8 ∙∙∙

  ( 13 ) 

 

where   is the Boltzmann constant,   the absolute temperature and   the 

mass of the individual gas particle. The law shows that the mean velocity of the 

molecule is pressure independent. Using the mean velocity of the particles, the 

number of collisions per time can be calculated. Hence, an average mean free 

path distance , at which a particle is moving before a collision with another 

particle occurs, is estimated by the kinetic gases theory as follows: 

 

 1

√2 ∙ ∙ ∙  ( 14 ) 

 

where   is the number density and   is the atom or molecule diameter. The 

number density can be determined by the use of the ideal gas law which is 

pressure and temperature dependent. Table 1 gives a summary of gas particles 

diameters. 

 

Table 1: Summary of gas particle diameters  . 

  Particle Diameter [nm]

He  0.22 

Ne  0.28 

Ar  0.32 

H2O  0.32 

O2  0.36 

N2  0.37 

3  Theory    35 

 

A common rule to define the type of the diffusion mechanism is based on the 

estimation of the Knudsen number  . This number describes the different gas 

dynamics regions.   express the ratio between the mean free path   and the 

pore size   that the particles have to penetrate. 

 

    ( 15 ) 

 

Figure 14 shows the relation between the defect diameter   and the Knudsen 

number at the specific helium conditions (25 mbar partial helium pressure at 

298.15 K) which are used in the experimental part 4.1 of this thesis.  

 

Figure 14. Relation between the pore size diameter and the Knudsen number for a partial helium pressure of 25 mbar at 298.15 K, calculated using equations ( 14 ) and ( 15 ). 

 

For   < 0.01, the particles have more interaction with other gas particles as 

compared to the surrounding pore walls. This scenario corresponds to laminar 

flow characteristics. For that case, pinholes larger than 1 mm will be 

penetrated by helium particles by free diffusion as shown in Figure 13. The free 

gas diffusion can be described by a combination of the Chapman‐Enskog theory 

and the Sutherland constant [75]. In these conditions one gas is diffusing into 

0.001

0.01

0.1

1

10

100

1000

10000

0.001 0.01 0.1 1 10 100 1000

Pore Size Diameter [μm]

Knudsen Number  [‐]

Laminar Flow

Knudsen Transition

Molecular Flow

36    3  Theory 

another gas medium and particle collisions with the pore walls are insignificant. 

For self‐diffusion of one gas into a vacuum, the free diffusion coefficient can by 

simplified. In that case, the free diffusion coefficient   can be calculated by 

the multiplication of one third of the mean velocity   and the mean free path   

as shown in equation ( 16 ). 

 13∙ ∙   ( 16 ) 

 

For a partial helium pressure of 25mbar at 298.15 K, the free diffusion 

coefficient   is of around3 10 m /s. 

 

For pore sizes smaller than 10 m (  > 1), the atoms interact more often with 

the pore walls than with adjacent particles. The pressure‐independent Knudsen 

diffusion becomes dominant. For this reason, the mean free path of equation ( 

16 ) is replaced by the pore size diameter . Hence, the diffusion coefficient 

for Knudsen diffusion can be approximated by: 

 

 13∙ ∙   ( 17 ) 

 

Using of equation ( 17 ), the diffusion coefficients   for pinholes with pore 

sizes of 100 to 1 nm are in the range of 4 10  to4 10 m /s, 

respectively, as shown in Figure 15. 

 

If the Knudsen number is between 0.01 and 1, the two diffusion coefficients   

and   play a role for the total diffusion. This area is called Knudsen transition 

regime [76]. Figure 15 shows   and   and the combined diffusion 

3  Theory    37 

 

coefficient  related to  . The figure demonstrates the interaction 

between the two diffusion processes contributing to   at a partial helium 

pressure of 25mbar at 298.15 K. 

 

Figure 15. Relation between , , and   in the Knudsen transition regime with respect to the pore size 

diameter for a partial  helium pressure of 25mbar at 298.15 K, calculated using the equations ( 16 ) and ( 17 ). 

 

In micro‐porous media, the total Knudsen coefficient depends on the porosity 

of the layer [77, 78]. The porosity fraction   is defined as the ratio between the 

void volume and the total volume. For the corresponding SiOx layers, the 

porosity is very low. In the literature, surface defect densities of around 80 

pinholes / mm2 with a mean pore size of 1.2 μm were found [79]. This 

corresponds to a porosity of9 10 . For multilayered structures, the two 

additional parameters constrictivity and tortuosity have to be taken into 

account. The constrictivity means that the cross‐section of the total diffusion 

path changes. In this work, the pores are assumed to be cylindrical with a 

constant diameter and unconnected from each other. For this reason the 

constrictivity was not applied. The tortuosity   describes the elongation of the 

devious effective diffusion path through the porous structure compared to 

1.E‐07

1.E‐06

1.E‐05

1.E‐04

1.E‐03

1.E‐02

1.E‐01

1.E+00

1.E+01

1.E‐09 1.E‐07 1.E‐05 1.E‐03

Série1

Série2

Série3

  

Pore Size Diameter [μm] 

Diffusion coefficient [m

2/s] 

38    3  Theory 

straight‐path diffusion. The tortuosity depends on the mean angle   between 

the concentration gradient direction and the pore direction [80]. It can be 

calculated as follows: 

 

 1

cos  ( 18 ) 

 

If it is assumed that all pores have the same geometric form, direction, and a 

homogenous contribution, the diffusion coefficient of porous media   can be 

estimated from the Knudsen diffusion coefficient of one single pore   by: 

 

 ∙  ( 19 ) 

 

For   higher than 1000, corresponding to pore sizes smaller than 10 nm, 

particles are adsorbed on the pore walls. In the case of surface diffusion, it is 

assumed that only a monolayer of particles is adsorbed [71]. A part of these 

particles diffuse onto the surface to areas with a lower occupation density. This 

requires that the particle energy is higher than the activation energy. The 

surface diffusion coefficient   can be calculated as follows: 

 

  ∙ ∙   ( 20 ) 

 

where   is the occupancy density of particles on the surface,  the 

adsorption energy, and   the activation energy which defines the energy that 

a particle needs to move across adsorption points on the surface. 

3  Theory    39 

 

In the case of surface diffusion,   has to be higher than . Otherwise the 

particle would be absorbed into the bulk material. Surface diffusion coefficients 

are typically in the range of 1 10   to1 10 m /s. 

 

Finally, permeants will also diffuse through the solid material. This effect can be 

explained by vacancy‐atom diffusion and lattice defect diffusion. The lattice 

diffusion   through the bulk material can be described generally by a 

temperature‐dependent Arrhenius‐type law as follows: 

 

  ∙ ∙   ( 21 ) 

 

where   is a pre‐exponential factor or the diffusion coefficient at infinite 

temperature.   defines the energy which a particle needs to migrate from one 

site to another in the solid lattice of the material. Activation energies for 

helium diffusion through silicon oxide layers on porous substrates are in the 

range of 5 kcal/mol [81]. Due to the negative coefficient in the exponential 

function,   will increase with higher temperatures. For dense material with 

amorphous or crystalline structures,   is much lower compared to the surface 

diffusion coefficent  . Depending on the material and its structure,   is in the 

range between 1 10   and1 10 m /s. 

For example, for a Pyrex glass (80% SiO2, Corning 7744) a   of 7.74

10 m /s at 300 K was measured [82]. 

In the case of the amorphous SiO2, a tetrahedral local‐ordered network was 

proposed by Zachariasen [83] as shown in Figure 16. The SiO2 forms thereby 

circular configurations where particles have the possibility to penetrate these 

interstices and can diffuse through the solid silicon oxide. 

40    3  Theory 

 

Figure 16. The illustration shows the glassy structure model of silicone dioxide of Zachariasen. The tetrahedral SiO2 formation builds circular arrangements where particles can penetrate. 

 

3.1.3 Combinationofthematerials 

As mentioned in the previous chapter, SiOx is the material of choice due to its 

tightness and biocompatibility. These ceramic layers are tight at molecular‐

level; however the layer growth tends to incorporate defects due to stress 

formation. In terms of these defects, the layer thickness is limited to a critical 

cracking thickness (CCT). If the layer thickness exceeds the CCT, a greater 

number of defects are created due to the high internal stress in the layer. 

A laminar stack of polymer and ceramic layers has the potential to combine the 

advantages of both materials while reducing their disadvantages. 

If Parylene‐C is used as the polymeric interlayer, the polymer will act as a stress 

relieving layer due to its high elasticity. Moreover, the polymeric deposition 

method capability to overgrow and coat defects and pinholes helps to decrease 

the total permeation of the multilayer. Parylene is often deposited by a CVD 

3  Theory    41 

 

process which means that the dimer [2.2] paracyclophane (or halogenated 

derivates thereof) is vaporised to a gaseous monomer phase, which 

polymerises afterwards onto the substrate to from poly‐p‐xylylene (Parylene) 

[39]. Theoretically, the size of the monomer molecule govern the smallest 

defects which can still be filled by the Parylene deposition. Therefore, the 

molecule size has been investigated by the use of the chemistry development 

software ChemSketch. The software takes into account the covalent and the 

van der Waals radii as well as bonding forces. For a Parylene‐C monomer, a 

molecule size of 0.66 to 0.76 nm was calculated, as shown in Figure 17. 

 

Figure 17. Calculated three‐dimensional structure of a Parylene‐C monomer. The carbon atoms are indicated in grey, hydrogen atoms in red and the chlorine atom in green. The van der Waals radius, which indicated the theoretical hard sphere of the atom, is visualised by the spherical points around the nucleus. 

 From the calculated Parylene‐C molecule size, it can be hypothesized that 

defects down to 1 nm can potentially be filled by this CVD process. The 

molecular polarisation, due to the chlorine atom, implies that the substrate 

surface energy can influence the above mentioned defect coating performance. 

≈ 0.76 nm 

≈ 0.66nm 

42    3  Theory 

Finally, the number of laminate alternations (dyads) plays an important role in 

the total barrier performance. As soon as particles have permeated the 

Parylene layer, the diffusion is strongly attenuated by the adjacent high‐density 

SiOx interface. Most of the particles have to diffuse through the SiOx defects. 

The defects of all SiOx interlayers thus constitute a percolative path through the 

entire multilayer, which is much longer compared to the barrier thickness. For 

this reason, the particle transport is dominated by the alternation of interfaces 

rather than by the total multilayer coating thickness. 

 

3.1.4 Multilayerpermeationmodels 

For multilayer laminate structures, the different material permeations have to 

be taken into account. If the materials are perfectly homogeneous, the total 

permeation of the multilayer can be assumed to be proportional to the inverse 

of the serial addition of each layer thickness divided by its permeation. For this 

case the homogenous laminate model can be applied [45]. 

 

For a n‐layer system, the total layer permeability coefficient   can be 

calculated by: 

 

    ( 22 ) 

 

where   is the number of layers,   the individual layer thickness,   the total 

layer thickness, and   the individual permeability coefficient. If it is assumed 

that for a bimaterial system (e.g. polymeric/ceramic stack) the thickness of 

each material is constant, the equation ( 22 ) can be simplified as follows: 

3  Theory    43 

 

 

 1∙   ( 23 ) 

 

where   is the number of dyads,   and   are, respectively, the thickness 

and permeability coefficient of a single polymer layer, and   and   are the 

thickness and permeability coefficient of a single ceramic layer as illustrated in 

Figure 18. 

  

Figure 18. Illustration of a homogenous laminated multilayer model composed of a polymeric material (red) and a ceramic barrier material (yellow). The permeation is represented by blue arrows. 

 As already discussed in section 3.1.2, the ceramic layers can contain perforating 

defects. If the permeation of the polymer   is much higher than the 

permeation of the ceramic , the total surface of the defects determine the 

overall permeation, as long as the defect density remains relatively low. For 

this case, the defect surface fraction   can be calculated by the total defects 

surface  divided by the total surface  . 

 

    ( 24 ) 

 

Dyad 

44    3  Theory 

Related to section 3.1.1, the polymer used has the possibility to seal defects 

down to 1nm. Therefore, it can be assumed that the defects are filled by the 

polymeric material as illustrated in Figure 19. 

 

Figure 19. Illustration of defect permeation model where defects are filled by the polymeric material. 

 

The total permeation can be calculated by addition of the permeation through 

the defect‐free part of the stack and the permeation through the defects. 

Figure 20 shows a multilayer stack, where the defects are aligned in a row. 

 

Figure 20. Illustration of defect permeation model where the defects are aligned. The defect permeation is represented by dark blue arrows and the defect‐free permeation by the pale blue arrow. 

   

3  Theory    45 

 

For a row aligned multilayer stack, the following equation can be applied: 

 

  1 ∙1∙   ( 25 ) 

 

In real ceramic layers, the defects are not aligned but rather distributed 

arbitrarily and their position and the size are random as illustrated in Figure 21. 

The defects create a percolative path, which is much longer than the thickness 

of the total multilayer barrier. The effective diffusion path length                    

( /cos ) between two adjacent ceramic layers is thereby considerably 

increased. Thus, the repetition of stacks increases the effective diffusion path 

for permeants through the multilayer and thereby, drastically reduces the 

particle permeation. For this case the second term of the formula ( 25 ) has to 

be adapted to: 

 

 1∙ 1

∙  ( 26 ) 

 

Figure 21. Illustration of percolative pathway model where the effective diffusion length by stacked barrier dyads. The increased defect permeation pathway is represented by dark blue arrows and the defect‐free permeation by the pale blue arrow.   

46    3  Theory 

3.1.5 Waterpermeation 

To protect biomedical implants from body fluids, the water permeation is an 

important consideration, since the implant must resists permeation of aqueous 

solutions. Compared to inert gas diffusion, the permeation of liquids is not only 

dependent on the physical properties of the material (porosity, density) but 

also on physiochemical effects due to electro osmotic pressure, capillarity and 

swelling. These effects are caused by the polar characteristics of the water 

molecule and the ion content of body fluids. The layer interfaces will thereby 

play and dominant role for the total barrier tightness. A common indicator of 

water tightness is the water vapour transmission rate (WVTR). It describes the 

mass of water which passes through a thin film with the surface area   per day. 

Different studies investigated the water vapour permeation of barrier films [84‐

86]. For highly tight barrier films, standard measurement methods cannot be 

applied due to the lack of ultra‐low WVTR detectors [87]. For this reason, the 

so‐called calcium mirror test is used [88]. Using this method, the highly reactive 

elemental calcium (Ca) is corroded by the permeated water and forms calcium 

hydroxide (Ca(OH)2) and hydrogen. The total chemical corrosion can be 

described by the following stoichiometric reaction: 

 

  Ca 2H O → Ca OH H   ( 27 ) 

of: 

  Ca H O → CaO H   ( 28 ) 

   

  CaO H O → Ca OH   ( 29 ) 

 

3  Theory    47 

 

In order to measure this calcium degradation, two different calcium methods 

are proposed in literature [89, 90]. The first method is based on a resistivity 

measurement of a metallic calcium thin film. A test substrate is therefore 

coated with a 250 nm thick elemental calcium film. On this highly corrosive 

calcium layer, the thin‐film barrier is deposited. The test substrate is 

subsequently exposed to water vapour. The ingress of water will provoke 

formation of non‐conductive Ca(OH)2, which increases the measured resistivity 

of the Ca layer. 

In the second method, a test substrate is coated with a thin elemental Ca film 

of around 100 nm and protected by the barrier structure. During exposure to 

water vapour, one side of the metallic calcium mirror is illuminated by a 

homogenous backlight and observed by a grey‐scale camera on the opposite 

side. Due to the water exposure, the calcium mirror is corroded to transparent 

calcium hydroxide. This effect increases the global optical transmission of the 

test samples. From a grey scale image analysis, the remaining calcium thickness 

can be determined. Thus, the ingress of water can be calculated from the 

stoichiometric reaction ( 27 ). Using the optical calcium test, two different 

degradation effects can be observed [91]. For a barrier layer, which has a 

constant water permeation rate over the entire surface, a homogenous 

corrosion of the Ca layer can be observed as shown on the left side of the 

Figure 22. If the barrier structure has deficiencies due to pinholes or cracks, 

local corrosion occurs, which forms perforating cavities as illustrated on the 

right side of the figure. 

 

48    3  Theory 

 Figure 22. Illustration of corrosion effects. On the left side, a constant decrease of the calcium thickness due to 

homogenous corrosion will increase the optical transmission of the calcium layer. On the right side, the defect 

corrosion will also increase the optical transmission by gap growth. 

 

For homogenous corrosion, the thickness of the elemental calcium layer is 

degraded uniformly. The relationship between the thickness and the 

transmission can be explained by the Lambert‐Beer law as follows: 

 

    ( 30 ) 

 

where   and   are, respectively, the intensities of the source and transmitted 

light,   is the absorption coefficient and   the thickness of the Ca layer. In the 

case of defect corrosion, standard geometric optics can be used for defects 

down to the micrometer range. The intensity will be proportional to the defect 

surface as follows: 

 

  ∙   ( 31 ) 

 

where   is the total defect surface and   is the entire surface exposed to 

water vapour. For defects below the micrometer range, Huygens‐Fresnel 

3  Theory    49 

 

diffraction effects have to be taken into account but are insignificant for the 

presented Ca transmission measurement. For experimental measurement of Ca 

degradation, a combination of both mechanisms can be expected as shown in 

Figure 23. 

 

 

Figure 23. The figure shows the corrosion progression of a barrier layer over time. Homogenous and defect 

corrosion can be observed. Image reproduced with permission from [91]. 

 

If the optical transmission is measured and the corrosion mechanisms are 

known, the thickness of the Ca layer can be calculated using a weighted mean 

of the results from both methods [91]. Figure 24 shows the relation between 

the optical transmission and Ca thickness of each effect and the combination of 

these two border cases, if the reaction ( 27 ) is not oversaturated. 

 

 

Figure 24. Illustration of the relationship between optical transmission and calcium thickness, depending on the 

different permeation mechanisms. 

 

As explained above, the mass of permeated water can be calculated, if the 

mass of corroded calcium is known. Using the optical transmission 

50    3  Theory 

measurements, the local corroded calcium thickness   of the layer can be 

determined by a grey‐scale analysis. As depicted in Figure 25, the volume of 

corroded calcium   can be calculated by integration of   over the entire 

surface. 

 

  d d   ( 32 ) 

 

 

Figure 25. Illustration of corroded calcium volume (shaded area) and unaffected calcium (grey). 

 

Hence, the mass of corroded calcium is calculated by multiplication of the 

specific calcium density   of 1.55 g cm‐3 and   by: 

 

  ∙   ( 33 ) 

 

The water vapour transmission rate is defined by the mass of permeated water 

 per surface area   and the exposure time   as follows: 

 

  ⋅  ( 34 ) 

 

By use of the stoichiometric relation ( 27 ) and integration of equation ( 33 ) 

into ( 34 ), the WVTR can be calculated by: 

3  Theory    51 

 

 ∙ ∙

⋅  ( 35 ) 

 

where   (=2) is the stoichiometric coefficient of equation ( 27 ), and   

and   are the molar mass of water (18 g mol‐1) and calcium (40.1 g mol‐1), 

respectively.  

 

If the optical calcium transmission test is applied on stacked multilayer 

structures ( > 2 SiOx interlayer), no line‐ or crack‐shaped corrosion pattern can 

be observed. Longitudinal patterns are only generated by cracks of single 

barrier layers. The observed highly localized round corrosion pattern leads to 

the conclusion that the defect diffusion determine the permeation process. 

This circular pattern can be explained by lateral diffusion into the polymeric 

layer and defect diffusion in the ceramic layer as shown in Figure 26.  

 Figure 26. Schematic crack permeation through multilayered barrier structure that consists of four Parylene layers and three high‐density and tight SiO2 interlayers. The first, second, and third water propagation waves are depicted in the colours blue, red, and green, respectively. Due to lateral diffusion, only round corrosion patterns are formed. 

52    3  Theory 

The permeant diffuses homogenously through the first polymeric layer. 

Assuming that a longitudinal crack pattern exists in the first ceramic layer, the 

water will be transported through it and gives rise to a lateral diffusion front in 

the second Parylene layer that is indicated by the blue waves. As soon as it 

reaches the closest spot of the crack in the underlying second ceramic layer, 

the water will leak into the third polymeric layer underneath and creates at the 

first time a concentric circle‐shaped diffusion front (red). The third ceramic 

layer re‐enforces the tendency of circular water propagation (green) that gives 

rise to a random point distributed corrosion pattern of the calcium on the 

bottom of the multilayer stack.   

3  Theory    53 

 

3.2 Layeruniformity 

For high hermetic ceramic barrier layers, the permeation strongly depends on 

the conformity of the thin‐film laminate. In order to achieve an optimal 

hermeticity of the polymeric/ceramic multilayers, a constant coverage of 

subsequent layers is required. Local deficiencies can lead to failure of the entire 

packaging. Therefore a method was developed to verify the ceramic barrier 

film uniformity and thereby exclude local deficiencies.  

State of the art methods, which describe layer uniformity, are based on 

polished two‐dimensional substrates, such as standard silicon wafers [92‐95]. 

These methods measure the thickness distribution on the flat substrate and 

allow for the calculation of the average thickness deviation [96]. 

Due to the lack of applicable methods to define the three‐dimensional 

uniformity, an algorithm was developed to quantify the conformity of the 

deposited multilayer stacks. 

Figure 27 illustrates the working principle of this algorithm. The green curves 

represent the lower and upper boundaries of a thin film cross‐section with a 

non‐uniform film thickness that is deposited over an arbitrary curved substrate. 

By use of the algorithm, the orthogonal line is constructed at any point on the 

lower boundary of the thin film and at its endpoint is set at the length   

corresponding to the layer thickness. The upper boundary of an ideal uniform 

packaging layer without variation of thickness is represented by the upper 

dashed red curve. The difference between the points of the ideal envelope 

(red) and the upper green boundary indicates the non‐conformity. 

 

54    3  Theory 

 

 Figure 27. Algorithm to define the ideal conformal layer in comparison to the experimental results. Assuming l is the uniform thickness of the layer and the slope at x0 of the lower curve f(x0) is f’(x0), the slope of the normal n(x0) is n’(x0). 

 

By the use of the coordinates   and   from the lower border line of a thin 

film, the transformed coordinates ( ,  ) of the envelope of an ideal layer 

can be calculated as follows: 

 

 1

tan   ( 36 ) 

 

where   is the slope of the normal of the lower boundary   and   is the 

angle between the x‐axis and the normal  . 

 

To define   and   for an ideal layer thickness  , the following 

trigonometric relations were used: 

 

  sintan

1 tan  ( 37 ) 

 

  

f(x)

g(u)

x

u

x0

u0

f(x0)

g(u0)

x0-

l

f’(x0)

n’(x0)

3  Theory    55 

 

 

  cos1

1 tan  ( 38 ) 

 

By insertion of the equation ( 36 ) in ( 37 ), the coordinate transformation 

→  of the ideal layer envelope can be calculated as follows: 

 

 ∙ tan

1 tan ′ ∙ 1 ′  ( 39 ) 

 

The other coordinate transformation  →  of the ideal layer envelope can be 

calculated by use of the equations ( 36 ) and ( 38 ) as follows: 

 

  1 tan 1 ′  ( 40 ) 

 

The sign of the functions ( 39 ) and ( 40 ) depends on the angle . Assuming 

that the curvature   is continuous and differentiable, the developed 

algorithm is limited by the ideal layer thickness . This means that   can only 

have values up to the smallest curvature radius of .  

The application of these equations is shown in the experimental section 5.4  

and 8.2. 

   

56    3  Theory 

 

 

   

4  Materials and Methods    57 

 

4 MaterialsandMethods 

One of the most important properties of the thin‐film barrier layer is its 

tightness. The layer has to prevent atomic and molecular penetration to 

protect the implantable device against corrosion and, conversely, the human 

body from possible toxic components of the implanted electronic circuits. This 

layer tightness can be characterised by several methods which are mostly 

based on concentration differences between the two sides of the layer. This 

chapter focuses on the developed of helium and water permeation 

measurement setups. These two measurements take the atomic diffusion and 

the molecular water diffusion into account. The last section 4.3 deals with the 

development of the deposition reactor and the fabrication procedure for the 

multilayer structures. 

 

4.1 Heliumpermeationtestsystem 

The helium permeation is based on the atomic diffusion of helium through the 

material and quantified according to the US military packaging standard MIL‐

STD‐883 [97]. Helium is chosen due to its small atomic diameter, which will 

penetrate the material more easily than larger atoms or molecules. Another 

advantage is the preclusion of interactions between the permeant and the 

material itself due to its inert gas property. In addition, the helium content of 

ambient air is very low at around 5 ppm [98] and thus, contributes only a low 

background to the measurement system in the event of diffusion through 

polymeric gasket rings. 

For the measurement, the barrier layers were deposited onto a self‐supporting 

polyvinylchloride (PVC) membrane. These membranes are introduced into a 

high vacuum system to measure the gas permeation as shown in Figure 28. 

58    4  Materials and Methods 

Therefore, one side of the membrane is loaded with a defined gas pressure 

(e.g. 20mbar). The pressure is controlled by a precise needle valve (micro flow 

leak valve, Alcatel) and a bypass rotary vane pump. This pressure is measured 

by a gas‐type‐independent capacitive transducer with a ceramic diaphragm 

(VSK 3000, Vacuubrand). On the other side of the membrane, an ultra‐high 

vacuum (UHV) is generated by means of a primary pump and a turbomolecular 

pump (Turbovac 50, Leybold). A supplementary ion getter pump is connected 

to the UHV section to further diminish residual gases. The ion getter pump 

(TiTa 10S Ion Pump, Gamma Vacuum) is composed of titanium / tantalum 

plates which gives an enhanced pumping rate for helium. The UHV pressure is 

measured by a Bayard‐Alpert ion gauge (Atmion, Vacom). Due to the helium 

concentration difference, helium atoms penetrate the membrane and (a 

fraction) will be measured by a quadrupole mass spectrometer (LC‐D300M, 

DYCOR®), equipped with an additional secondary electron multiplier (SEV). The 

SEV allows for an increased minimal detectable helium partial pressure down 

to 5 × 10‐14 mbar. Using this test setup, the permeation of different noble gases 

(e.g. He, Ar, Ne) or other gases such as O2, H2O or CO2 can be measured. 

 Figure 28. Illustration of the diffusion system. The self‐supporting test membrane (red) is between the helium pressure and a UHV section. Helium atoms are depicted by blue points.  

4  Materials and Methods    59 

 

The value, measured by the mass spectrometer, corresponds to the partial 

pressure of specific atoms or molecules depending on their mass‐to‐charge 

ratio. To characterise the permeation, the mass flow of helium gas has to be 

calibrated by means of the partial pressure and the pump speed of the vacuum 

system. Different helium test leaks (TL7 and TL8, Inficon) with a predefined 

flow‐rate of 7.3 × 10‐7 and 3.5 × 10‐8 mbar l‐1 s‐1 were therefore connected to 

the UHV section. Hence, the measured partial helium pressures were 

correlated to the calibrated helium leak rates. To calculate absolute 

permeation rates, the measured helium pressure background level of around 

1 × 10‐11 mbar was subtracted from the measured value. 

 

 Figure 29. Picture of the developed diffusion test setup. 

60    4  Materials and Methods 

For the self‐supporting membranes, a PVC substrate was chosen due to its high 

helium permeation coefficient. To ensure homogenous and reproducible 

helium diffusion, pre‐stamped membranes with a thickness of 75 µm were 

used (Nitto 224, Permapack). The membranes are placed on top of a thin steel 

ring in order to avoid deformation by fixation forces. In addition, the steel ring 

guarantees a well‐defined surface aperture for the permeation measurement. 

Finally, the barrier layers are deposited onto the self‐supporting membrane 

structure as shown in Figure 30. 

 

                                             

Figure 30. Self‐supporting membrane structure composed of a PVC membrane and a thin steel ring. The membranes are placed onto a Viton O‐ring and introduced into the diffusion test setup. 

 

To characterise the maximum membrane load of the elastic regime, the 

hysteretic behaviour, as a result of the applied pressure load, was measured. 

For this purpose, different helium pressure loads (cycled) between 0 and 

400 mbar were applied across to the coated membranes. After each load, the 

pressure is decreased to the preceding pressure load in order to compare the 

partial pressure difference of the two measurements. Figure 31 shows the 

plastic behaviour of a PVC membrane, coated with a multilayer stack of five 

Parylene‐C layers (1 µm) alternated with four SiOx interlayers (240 nm). The 

plastic behaviour of the membrane could be detected at a threshold pressure 

load difference of 100 mbar, corresponding to a calculated strength of about 

Membrane  

Steel‐ring  

O‐ring  

Support

4  Materials and Methods    61 

 

2.6 N. To guarantee the mechanical integrity of the multilayer stacks, the 

helium permeation was investigated at a helium pressure load   of 20 mbar. 

 Figure 31. Hysteresis measurement which indicates maximal pressure load to prevent plastic membrane deformation. The helium pressure load (red) and the measured partial helium pressure (blue) are indicated. 

 

4.2 Waterpermeationtestsystem 

In order to measure the hermeticity of a package, the water vapour 

transmission rate (WVTR) is often used as a common indicator. It specifies the 

permeated mass of water vapour through the encapsulation in g m‐2 day‐1. The 

WVTR can be detected by mass spectrometry or by humidity indicators. To 

measure low water permeation rates (< 1 x 10‐3 g m‐2 day‐1), elemental calcium 

indicators have been established due to their highly corrosive reaction with 

water as low as 1 x 10‐6 g m‐2 day‐1. Therefore, multilayer barrier stacks have 

been compared to conventional Parylene‐C layers according to the ASTM F 

1249 standard. The WVTR investigations have been carried out in collaboration 

with Frauenhofer institute PYCO in Germany. 

For this reason, conventional Parylene‐C and multilayer structures were 

deposited on top of 50 x 50 mm2 and 36 μm thick polyethylene terephthalate 

(PET, Mylar™) carrier substrates. After deposition, the films were dried in 

vacuum at 60°C for 48 h. For the backside encapsulation of the calcium mirrors, 

 

62    4  Materials and Methods 

glass slides of the same size and a thickness of 700 μm were cut and dried on a 

hot plate at 250 °C for 2 h. After the drying process, thin calcium films (Ca, 

distilled, dendritic, Aldrich) of around 110 nm thickness (±10%) and size of 

21 x 30 mm2 were deposited by thermal evaporation onto the barrier films. The 

backsides of the calcium mirrors were encapsulated using the dried glass slides 

and an UV‐cured adhesive as shown in Figure 32. The adhesive is applied by a 

dispenser over the whole encapsulation area. Finally, the adhesive was cured 

under a UV‐light source. 

 

Figure 32. Illustration of an encapsulated calcium mirror in order to investigate WVTR of the barrier films. The mirror has been deposited directly on the barrier film and afterwards encapsulated by an UV‐adhesive and a glass substrate on the backside. 

 In order to guarantee the least possible corrosion of the calcium film before the 

measurements, the calcium layer was deposited and manipulated under a 

nitrogen (N2) glove box facility at the PYCO institute as shown in Figure 33. 

 

Figure 33. Nitrogen glove box facility used at the Frauenhofer institute PYCO in order to guarantee least possible corrosion of the test samples prior to measurements. Image reproduced with permission from the Frauenhofer institute PYCO. 

4  Materials and Methods    63 

 

To investigate WVTR, the encapsulated calcium mirrors were placed into a 

climate chamber at 38 °C and 90% relative humidity (RH) and at ambient 

atmosphere (25 °C and 35% RH). The samples were analysed over a period of 2 

months. During the first two weeks, the measurements were performed daily, 

and then weekly. For the period of measurements, samples were taken out of 

the climate chamber for about 1h. 

The WVTR analyses have been performed using two different test setups. The 

optical transmission setup (OTM) is composed of a laser diode above the 

calcium mirror test sample and a photo diode on the rear side. This detector 

will measure the transmission of the corroded calcium mirrors (Figure 34a)). 

The laser screened the measurement area for each sample at 70 points in order 

to obtain a WVTR value that corresponds to the total mirror surface. From the 

measurement of the calcium light transmission, the WVTR can be calculated. 

The second test setup (MicroPerm) is equipped with a CCD camera on one side 

and a homogenous backlight on the other side (Figure 34 b)). The setup allows 

for the characterisation of the defect formation as described in section 3.1.5. 

 

 

Figure 34. Different test setups at the PYCO institute in order to investigate the WVTR. The optical transmission setup (OTR) is shown on the left and the CCD equipped MicroPerm on the right side. Image reproduced with permission from the Frauenhofer institute PYCO.   

b)a) 

64    4  Materials and Methods 

4.3 Depositionreactor 

For the fabrication of ultra‐tight multilayer barrier stacks, a novel single 

chamber deposition system has been developed. A high conformal deposition 

process, in addition to the standard Parylene method, were chosen and 

integrated into a single deposition chamber. The LPCVD Parylene process was 

therefore combined with a PECVD SiOx process to guarantee highly conformal 

coatings of multilayer barriers, as shown in Figure 35. A laminar flow facility 

(clean room class 10) was constructed around the reactor chamber in order to 

decrease particle contamination and to guarantee optimal conditions for part 

handling. 

 

  Figure 35. Developed single‐chamber deposition reactor. 

 

The Parylene was deposited by the conventional Gorham process [39], where a 

solid Parylene precursor, e.g. a stable cyclic dimer (di‐p‐xylene) or halogenated 

derivatives, is vaporized at a temperature of around 150 °C. This vaporized 

precursor then passes through a pyrolysis oven which decomposes the dimer 

4  Materials and Methods    65 

 

into reactive monomers at a temperature of around 650 °C. In the deposition 

chamber, the reactive monomers polymerise to deposit in a stress‐free way 

onto the substrate at room temperature. Typical Parylene layer thicknesses 

vary between 100 nm and 10 m. 

For the second multilayer material, SiOx was chosen due to its excellent barrier 

properties at low deposition temperatures [46, 79]. For the SiOx deposition, the 

organosilane HMDSO was used as precursor. The low‐power plasma‐coating 

process, carried out typically at 50 W for 5 min, allows a deposition 

temperature below 50 °C. Thus, damage or unsoldering of the implantable 

electronic circuits components can be excluded. Figure 36 shows the developed 

fully‐automated user interface of the multilayer deposition reactor. The reactor 

valves are automatically switched depending on the multilayer structure and 

the process parameters. All important process parameters are recorded in 

order to verify the process cycles after deposition. More detailed process cycles 

are described in sections 8.1 and 8.2. 

 

 

Figure 36. User interface to control and monitor deposition process parameters. The reactor valves are switched automatically depending on the pre‐programmed multilayer structure. All important process parameters are monitored and recorded.   

66    4  Materials and Methods 

 

 

 

   

5  Results    67 

 

5 Results 

This chapter presents to the results which were obtained during the thesis 

work. In the first section, detailed helium permeation measurements and their 

corresponding simulation models, water permeation measurements, and 

surface / uniformity analyses are presented. More detailed experimental 

results are presented in two additional publications listed in sections 8.1 and 

8.2. During the thesis, four world‐wide patents have been granted. These 

patents are based on the three multilayer concepts presented in chapter 2 and 

listed in sections 8.3 to 8.6. 

 

5.1 Stead‐stateheliumpermeation 

As described in chapter 4.1, the helium gas permeation of Parylene‐C, SiOx, and 

multilayer laminate barriers has been measured using the diffusion test system 

developed. 

In order to measure a particle flux by a mass spectrometer, the flow‐rate 

related to the measured partial helium gas pressure   has to be calibrated. 

For this purpose, two standardised test leaks have been connected to the test 

system. The calibrated leaks TL8 and TL7 have a constant helium flow‐rate of 

3.5 10  and 7.3 10  mbar l‐1 s‐1, respectively. These flow ranges have 

been chosen according to the measured permeation rate of the barrier layers. 

Figure 37 shows the relation between measured partial helium pressure and 

corresponding flow‐rate. 

68    5  Results 

 

Figure 37. Relationship between the helium test leak flow‐rate and measured partial helium pressure. 

 Figure 37 shows the linear relationship between the helium test leak flow‐rates 

and the measured partial pressures. As a result of these measurements, a 

pressure / flow‐rate conversion factor   = 310.64 l s‐1 could be determined. By 

use of   and equation ( 8 ), the permeability coefficient   can be calculated as 

follows: 

 

  ∙∆

∙∙ ∙

∙   ( 41 ) 

 

First measurements have been focused on the determination of   for 

commercially‐available polyethylene terephthalate (PET, Mylar®, 

DuPontTeijinFilms) in order to verify the performance of the measurement 

system. Figure 38 shows the obtained particle flux measurements related to 

the PET thicknesses   of 12, 19, 23, 36, and 75 μm and their calculated  , 

respectively. The measurements revealed a mean   = 4.1 x 10‐16 mol m‐1 s‐1 

Pa‐1 (STP), which is in agreement with literature values [45]. 

1.00E‐10

6.00E‐10

1.10E‐09

1.60E‐09

2.10E‐09

2.60E‐09

3.10E‐09

1.00E‐081.10E‐072.10E‐073.10E‐074.10E‐075.10E‐076.10E‐077.10E‐078.10E‐07

Helium Test Leak Flow Rate [mbar l s‐1]

Measured Partial Helium Pressure

[mbar]

3.0 x 10‐9

2.5 x 10‐9

2.0 x 10‐9

1.5 x 10‐9

1.0 x 10‐9

5.0 x 10‐10

1.0 x 10‐10

1 x 10‐8 2 x 10‐7 4 x 10‐7 6 x 10‐7 8 x 10‐7

5  Results    69 

 

 

Figure 38. Relation between the measured helium particle flux of PET membranes and their thicknesses. The secondary axis shows the corresponding permeation coefficients. 

 

Figure 39 shows the proportional relationship between the measured partial 

helium pressure and the reciprocal of  , as predicted by the first Fick law ( 3 ). 

 

Figure 39. Relation between measured partial helium pressure and the reciprocal membrane thickness. 

 

In order to produce self‐supporting substrates, prefabricated PVC membranes 

were chosen due to their high helium permeability. The helium permeability of 

uncoated membranes was first verified by the test system. The PVC carriers 

3.00E‐16

4.00E‐16

5.00E‐16

1E‐09

1.1E‐08

2.1E‐08

3.1E‐08

4.1E‐08

5.1E‐08

6.1E‐08

7.1E‐08

8.1E‐08

0 20 40 60 80

PET Thickness [μm]

Particleflux [m

ol m

‐2s‐1]

Permeationcoefficent

[mol m

‐1s‐1Pa‐

1]

8 x 10‐8

7 x 10‐8

6 x 10‐8

5 x 10‐8

4 x 10‐8

3 x 10‐8

2 x 10‐8

1 x 10‐8

1 x 10‐9

5 x 10‐16

4.5 x 10‐16

4 x 10‐16

3.5 x 10‐16

3 x 10‐16

1E‐10

3E‐10

5E‐10

7E‐10

9E‐10

1.1E‐09

1.3E‐09

1.5E‐09

1.7E‐09

0.01 0.03 0.05 0.07 0.09

1/d  [ μm‐1 ]

PartialHelium Pressure

[mbar]

1.7 x 10‐9

1.5 x 10‐9

1.3 x 10‐9

1.1 x 10‐9

9 x 10‐10

7 x 10‐10

5 x 10‐10

3 x 10‐10

1 x 10‐10

70    5  Results 

showed a reproducible permeability coefficient of   = 3 x 10‐15 mol m‐1 s‐1 

Pa‐1 at STP for a PVC thickness   = 75  μm, a predefined membrane surface by 

the steel ring aperture of   = 2.6 cm2, and a helium pressure load   = 20 mbar. 

The measured value of   is comparable to literature data [99]. 

 

5.1.1 Bilayermeasurements 

For first bilayer barrier experiments, standard Parylene‐C layers deposited on 

the PVC carriers were used, in order to define the helium permeability 

coefficient of Parylene. For this purpose, Parylene‐C layers with different 

thicknesses of 1.9, 4.8, 9 and 15.3 μm have been deposited on the 75 μm PVC 

carrier membranes and subsequently measured. By use of equation ( 22 ), the 

permeation coefficient  2 of the additional deposited Parylene layer can be 

calculated as follows: 

 

   ( 42 ) 

 

where   is the thickness of the deposited layer, and   and   the total 

thickness and the total permeation coefficient of the membrane, respectively. 

The measured helium particle flux and the corresponding permeation 

coefficient of Parylene‐C are shown in Figure 40. 

 

5  Results    71 

 

 

Figure 40. Relation between the measured helium particle fluxes of Parylene‐C coated PVC membranes and their thicknesses. The secondary axis shows the corresponding permeation coefficients. 

 

As described in section 3.1.2, the SiOx layers determine the high gas tightness 

of the multilayer barrier. The SiOx composition and thereby the material 

properties, such as the tightness, depends strongly on the deposition 

parameters [100]. For this reason, a systematic study was performed to obtain 

an insight into the relation between the precursor gas composition and the 

helium permeation of the deposited layer. Hence, the oxygen/HMDSO gas ratio 

for the PECVD deposition was varied and correlated to the He permeation of 

the corresponding SiOx layers. Figure 41 shows permeation measurements for 

the gas ratios 7.5, 10, 12.5, 15, and 17.5 with SiOx thicknesses between 70 and 

700 nm. 

3E‐16

5E‐16

7E‐16

4.00E‐08

5.00E‐08

6.00E‐08

7.00E‐08

8.00E‐08

9.00E‐08

1.00E‐07

1.10E‐07

0 5 10 15

Thickness [μm]

Particleflux [m

ol m

‐2s‐1]

Permeationcoefficent

[mol m

‐1s‐1Pa‐

1]

1.1 x 10‐7

1 x 10‐7

9 x 10‐8

8 x 10‐8

7 x 10‐8

6 x 10‐8

5 x 10‐8

4 x 10‐8

8 x 10‐16

7 x 10‐16

6 x 10‐16

5 x 10‐16

4 x 10‐16

3 x 10‐16

72    5  Results 

 

Figure 41. Relationship between the measured helium pressures of SiOx coated PVC membranes and their thicknesses depending on the precursor oxygen/HMDSO gas ratio. The CCT of each ratio is shown by the red dashed line. 

 

It could be shown that an increase of the oxygen content leads to a higher 

tightness of the deposited layer due the formation of stoichiometrically denser 

SiO2. Figure 41 reveals the CCT (red dashed line) of each gas composition at 

which the permeation of deposited layer starts to re‐increase. The CCT is 

decreased for higher oxygen contents due to the stress formation during the 

deposition. For the different SiOx layers, a permeation coefficient   

between 6 x 10‐17 and 5 x 10‐18 mol m‐1 s‐1 Pa‐1 could be calculated, which is in 

the same range as reported in literature [45, 81, 82]. For ratios higher than 

17.5, a decay of tightness could be observed. It can be concluded that 

depending on the application (rigid or flexible) of the multilayer barrier, the 

optimal SiOx composition has to be chosen. 

   

8.0E‐10

1.0E‐09

1.2E‐09

1.4E‐09

1.6E‐09

1.8E‐09

2.0E‐09

2.2E‐09

0 200 400 600 800

Ratio 7.5

Ratio 10

Ratio 12.5

Ratio 15

Ratio 17.5

SiOx Layer Thickness [nm]

Partial Helium Pressure [mbar]

CCT

5  Results    73 

 

5.1.2 Multilayersystems

 The results of the SiOx precursor study were implemented into the multilayer 

fabrication process and an oxygen/HMDSO gas ratio of 12.5 was used for the 

barrier stack deposition. This ratio has been chosen as an optimal trade‐off 

between tightness and formation of low‐stress multilayer structures. Laminates 

with 1, 2, and 4 SiOx interlayers were fabricated and their helium permeations 

were measured. Figure 42 shows the corresponding results of the permeation 

measurements which were compared to single SiOx and Parylene‐C layers. 

 

Figure 42. Comparison between SiOx, Parylene‐C and multilayer barriers deposited on PVC carrier membranes. The multilayer structure of 5.9 μm (4 SiOx interlayers) shows the same tightness compared to a Parylene‐C layer of 40 μm. The SiOx layer achieves the tightness maximum at around 500 nm.  

Figure 42 shows the improvement in degree of tightness using multilayer 

barriers compared to single Parylene‐C and SiOx layers. It could be proved that 

a barrier stack with four SiOx interlayers fulfils the acceptance criterion of the 

long‐term packaging standard MIL‐STD‐883 [97]. Further details concerning the 

MIL‐STD‐883 standard are described in detail in section 8.1. 

1.0E‐10

6.0E‐10

1.1E‐09

1.6E‐09

2.1E‐09

0 5 10 15 20 25 30

SiOx Layer

Parylene‐C

Multilayer

Layer Thickness [μm]

Partial Helium Pressure [mbar]

74    5  Results 

5.1.3 Transientheliumpermeation

 The above described steady‐state experiments allowed determination of the 

permeability coefficient  . To obtain independently the two coefficients   and 

 ( ∙ ), the dynamic (transient) behaviour of helium permeation, 

described by the second Fick law ( 10 ), can be used. As a consequence, 

dynamic tests on PET, PVC and Parylene‐C single‐layer membranes were 

performed. For these tests, a helium pressure difference of 20 mbar was 

applied across the membrane and the steady‐state permeation was measured. 

Afterwards, the helium was pumped out by the rapid opening of a fast‐acting 

valve. The valve has been installed directly between the helium load container 

and the pump system, whereby its opening gave a fast decay of the pressure 

load. Finally, the pressure decay was measured and used in the time‐

dependent diffusion simulations to determine the coefficients   and  . The 

first dynamic tests have been performed on 23 μm thick PET membranes. The 

corresponding graph is shown in Figure 43. 

  

Figure 43. Transient behaviour of a 23 μm thick PET membranes (blue) by application of a fast helium pressure load decay (red). 

 

0

5

10

15

20

25

0

1E‐08

2E‐08

3E‐08

4E‐08

5E‐08

6E‐08

0 2 4 6 8 10

Measured He Pressure

He Pressure Load

Time [s]

Measured Partial Helium Pressure [mbar]

Helium Pressure Load

[mbar]

6 x 10‐8

5 x 10‐8

4 x 10‐8

3 x 10‐8

2 x 10‐8

1 x 10‐8

0

5  Results    75 

 

In order to synchronize the measurements of the mass spectrometer and the 

pressure gauge, the system clock of the computer has been used for both data 

acquisitions. Noise reduction could be achieved by a repetitive measurement of 

5 times followed by an averaging. The value, when the decay of the partial 

helium pressure has reached 50% of the initial pressure, was chosen as 

parameter, taken for the estimation of   and   by inverse fitting. The 

parameter estimation by inverse fitting will be described in detail in the section 

5.2.1. This time‐dependent measurement has been applied in addition to PVC 

and Parylene‐C membranes. 

 

5.2 Simulation 

The goal of this simulation study was the better understanding of the nano‐ 

and microscopic diffusion of gases through multilayered thin‐film structures. 

The conception of different theoretical models, concerning the permeation for 

helium gas, was therefore necessary. A finite element simulation was 

subsequently carried out, using the COMSOL software application. Finally, the 

simulations of the different theoretical models were compared to the 

experimental diffusion measurements. 

 

5.2.1 Singlelayermodel 

The first simulation model focused on self‐supporting single PVC membranes. 

For this purpose, the membrane geometry was designed using COMSOL. A 

radius of 200 μm and a thickness of 75 μm were chosen for the membrane’s 

dimensions as an optimal trade‐off between a good representation of the real 

membrane and a fast computation of the model. 

76    5  Results 

The following initial boundary conditions were chosen to simulate realistic 

conditions using the model: 

 

⦁ The concentration   at the upper side of the membrane. 

⦁ The concentration at the lower side of the membrane = 0 mol m‐3. 

⦁ The initial concentration across membrane = 0 mol m‐3. 

⦁ No flux passes through the membrane side‐walls. 

 

Figure 44 shows the simulation of the steady‐state concentration gradient of a 

PVC membrane, if a helium pressure load difference of 20 mbar is applied 

across the membrane. 

 

 

Figure 44. Simulation of the concentration gradient of a 75 μm thick PVC membrane by application of a helium gas pressure of 20 mbar. 

5  Results    77 

 

Finally the simulated particle flux   at steady state has been compared to the 

experimental values for the verification of the model. The simulated values 

were in good agreement with the experimental measurements. The same 

simulation has also been carried out for single PET and Parylene‐C membranes. 

 

Simulated transient behaviour 

 

From the experimental steady‐state permeation measurements, the stationary 

value of   can be determined experimentally, which yields  ∙ , if 

membrane thickness is known, as described by equation ( 2 ). By minimisation 

of the error between the experimentally‐determined decay (section 5.1.3) and 

the simulated decay, the value of the diffusion coefficient  , and thereby  , 

can be estimated by inverse fitting. 

 

In the following section the procedure to extract the parameters   and   is 

described, once the time‐dependent experiments of section 5.1.3 have been 

performed. 

 

1. Using the experimental pressure load data, the time of pressure decay is 

determined and marked as time  . 

2. From the mass spectrometer partial helium pressure data, the following 

parameters are determined: 

a. The steady‐state flux  . 

b. The time   at which the flux has decreased to 50% of  . This 

yields the time ∆  ( ) that has been elapsed from 

beginning of pressure load decay to arrive at  /2. 

78    5  Results 

3. ∙   ∙  can be determined from the known thickness of the 

membrane and   from the experimental data. 

4. In the COMSOL simulation, the following variables are introduced: 

a. The external concentration  , which is given via ideal gas law by 

the external helium pressure load. 

b. The internal concentration  ∙  

c. The diffusion coefficient  / , where   is a mathematical 

substitution variable. 

d. This yields a system with two unknowns,   and  . It is 

guaranteed by the choice of the unknowns that by changing  , the 

product  ∙  remains constant, so that the steady‐state flux 

only depends on  . 

5. As a result, Fick’s law at steady state can be written as:  ∙  

6. This leaves only one unknown  , which is now determined by matching 

the experimental ∆  to the numerically calculated ∆ . 

a. The experimental measured pressure load is integrated into the 

simulation as   input boundary, as shown in Figure 45.  

 

 

Figure 45. Normalized pressure function used in simulation. 

5  Results    79 

 

b. A parameter study on   has been performed, as shown in Figure 46. 

 

 

Figure 46. Parametric study of the simulated flux for different values of s [‐]. 

 

c. The study yields the value of  , which best fits the dynamic decay at 

50 % of the experimental measurement. 

 

 

Figure 47. Enlarged section of the parametric study. The value of 50% of   for the measured time ∆  is highlighted with the dashed red line. The line indicates the corresponding value of  . 

80    5  Results 

As   does not influence  , the steady‐state value of   stays constant. From this 

parametric study,   and   are known. The diffusion coefficient then can be 

calculated by  /  and   by either  / or  / ∙ . 

By use of the mentioned fitting method, the following   and   values for PVC, 

PET and Parylene‐C has been investigated and summarized in Table 2. 

 

Table 2: Summary of the solubility and diffusion coefficients of PVC, PET, and Parylene‐C. 

  PVC  PET  Parylene‐C 

 [‐]  0.008  0.014  0.016 

 [mol m‐3 Pa‐1]  3.2 x 10‐6  5.7 x 10‐6  6.5 x 10‐6 

 [m2 s‐1]  9.2 x 10‐10  7.2 x 10‐11  4.9 x 10‐11 

 

This is in good agreement with literature values, were a PET helium solubility 

coefficient of 3.5 x 10‐6 mol m‐3 Pa‐1 was found [70]. The table shows the 

increased helium transparency of PVC compared to PET and Parylene. 

 

5.2.2 Ideallaminatemodel 

The laminate model describes the ideal scenario, where the permeation of a 

multilayer structure can be calculated by superposition of homogeneous single 

layer permeations, as described in equation ( 22 ). Due to the fact that SiOx 

layers cannot be produced as self‐supporting membranes, a bilayer SiOx / PVC 

was simulated. Using this model, the permeation coefficient of the SiOx layer 

could be determined, assuming that the size distribution of defects and their 

position are homogenous. This will lead to an ‘overall’ diffusion coefficient, 

which includes the effect of defects. 

 

5  Results    81 

 

Experimental measured of a PVC (75 um) and SiOx (170 nm) bilayer revealed a 

helium particle flux   of 8.23 x 10‐8 mol m‐2 s‐1. Applying the ideal laminate 

theory, a   of 3.26 x 10‐17 mol m‐1 s‐1 Pa‐1 can be calculated. Then, assuming 

a solubility   of 6.1 x 10‐6 mol m‐3 Pa‐1 [45], gives a coefficient   of 

5.3 x 10‐12 m2 s‐1. 

By introducing the values of   and the corresponding internal 

concentration   of the top layer surface into Comsol, the related total flux 

can be simulated. Figure 48 shows a simulation of a bilayer model with a 

membrane radius r = 50 μm and a total membrane thickness of 75.17 μm, 

composed of the SiOx (170 nm) coated PVC membrane (75 μm). A total flux of 

8.22 x 10‐8 mol m‐2 s‐1 was obtained by simulation. This is in a good agreement 

with the experimental measurements. 

 

 

Figure 48. Simulation of SiOx coated PVC membrane where the concentration gradient over the total  

membrane is illustrated. 

 

Due to the lower diffusion coefficient of SiOx compared to that of PVC, the 

highest concentration decay is associated with the SiOx coating on top of the 

membrane. 

82    5  Results 

The SiOx simulations were subsequently integrated into the model in order to 

build up the multilayered structure. Using the ideal laminate theory implies 

that no pinholes are modelled in the SiOx layer. For each layer, a ‘global’ 

diffusion coefficient was used, which includes the homogenous defect 

distribution. For this reason, the value of   = 5.34 x 10‐12 m2 s‐1 of the 

preliminary bilayer study was taken. For the PVC membrane and the Parylene‐C 

layer, the values of   = 9.2 x 10‐10 m2 s‐1 and   = 4.9 x 10‐11 m2 s‐1 have 

been used for the simulations. In order to decrease the calculation time, a 

reduced surface of 5 x 5 μm was simulated. The individual layer thicknesses of 

Parylene‐C and SiOx were set to 170 nm and 1 μm, respectively. The helium 

concentration (20 mbar, STP) was applied to the top surface of the multilayer 

structure. The following figures show the concentration decay over multilayer 

structure with 1, 2, and 4 SiOx interlayers at steady state. 

 

 

Figure 49. Enlarged cross‐section of a single multilayer coating (2 x Parylene‐C and 1 x SiOx layers) on top of the 

PVC carrier membrane. The simulation shows the concentration gradient at steady state. 

 

5  Results    83 

 

Figure 49 illustrates the barrier function of SiOx interlayer due to the higher 

concentration decay compared to the polymeric layers. For this scenario, a 

total particle flux of 4.38 x 10‐8 mol m‐2 s‐1 could be simulated. The same 

simulation parameters have been applied to a multilayer with two SiOx 

interlayers as show in Figure 50. 

 

 

Figure 50. Enlarged cross‐section of a single multilayer coating (3 x Parylene‐C and 2 x SiOx layers) on top of the 

PVC carrier membrane. The simulation shows the concentration gradient at steady state. 

 

Compared to the single multilayer, a higher concentration decay over the total 

barrier could be observed. For the dual multilayer, a   = of 3.7 x 10‐8 mol m‐2 s‐1 

was simulated. 

 

   

84    5  Results 

Finally, a multilayer with four SiOx interlayers was simulated, as shown in Figure 

51. This stack shows the highest concentration decay over the total barrier at 

steady state. In addition, the simulation revealed the inferior influence of the 

Parylene‐C layer. Using this model, a   = 2.5 x 10‐8 mol m‐2 s‐1 was calculated. 

 

 

Figure 51. Enlarged cross‐section of a single multilayer coating (5 x Parylene‐C and 4 x SiOx layers) on top of the 

PVC carrier membrane. The simulation shows the concentration gradient at steady state. 

 

In order to validate the model concept, the time‐dependent behaviour has 

been simulated and compared to the experimental measurements for a 

corresponding multilayer stack. Figure 52 a) shows the experimental measured 

time‐dependent behaviour of the multilayer with four SiOx interlayer. A 

dynamic decay at 50 % of the experimental measurement was achieved after 

5.27 s. A comparable lag time could be revealed by the proposed simulation 

model, as shown in Figure 52 b). 

5  Results    85 

 

        

 

 

Figure 52. Comparison of time‐dependent behaviour between experimental measured multilayer (a) and the 

corresponding simulation model (b). 

 

By the use of the homogenous laminate theory, the simulations predicts higher 

permeation than the experimental values of the corresponding multilayer 

barriers. This is consistent with literature, where refined models have to be 

applied for multilayer structures composed of polymeric and inorganic layers 

[54, 101]. The simulation confirmed that the diffusion through the proposed 

multilayered structures cannot be simplified by a succession of homogeneous 

materials, but corresponds rather to a percolative pathway model. This can be 

0

5

10

15

20

25

1.00E‐08

2.10E‐07

4.10E‐07

6.10E‐07

8.10E‐07

1.01E‐06

1.21E‐06

1.41E‐06

1.61E‐06

0 50 100 150

Measured Partial He Pressure

He Pressure Load

Helium Pressure

Load

 [mbar]

Measured Partial Helium Pressure

[mbar]

Time [s]a) 

b) 

86    5  Results 

explained by the influence of material interfaces and the additional defect 

diffusion. Figure 53 shows the discrepancy between the experimentally 

measured multilayer and the simulated homogenous multilayer model. 

 

 

Figure 53. Comparison between measured helium permeation (green curve) and simulated permeation (purple 

curve) of multilayer barriers. 

 

5.2.3 Percolativepathmodel 

In order to refine the simulation to match to the experimental measurements, 

the additional diffusion mechanism of the percolative pathways should be 

integrated into the simulations. The Knudsen diffusion through micro‐ and 

nanoscopic SiOx barriers defects up to 10 μm should be considered (mentioned 

in section 3.1.2), whereas the diffusion coefficient of the defect‐free SiOx 

surface area has to be decreased. In this way, the proposed homogenous finite 

element model should be expanded with this additional diffusion mechanism. 

As described in the experimental part of the thesis, no signifcant defects 

1.0E‐10

6.0E‐10

1.1E‐09

1.6E‐09

2.1E‐09

0 5 10 15 20 25 30

Experimental SiOx Measurements

Experimental Parylene‐C Measurements

Experimental Multilayer Measurements

Multilayer Simulation

Layer Thickness [μm]

Partial Helium Pressure [mbar]

5  Results    87 

 

greater than 0.25 µm, could be observed by AFM, SEM, and plasma oxygen 

etching investigations. Comparing the helium permeation values for bulk quartz 

crystal (SiO2) [102] and the experimentally measured values of the deposited 

SiOx thin‐films, the latter was found to have an inferior hermeticity by a factor 

of 100. Hence, it is hypothesised that this decrease is mostly caused by the 

presence of nanoscopic defects. In order to define the size and the distribution 

of these defects, an indirect single‐defect observation could be used. To do so, 

a study of the corrosion propagation would allow for further investigations of 

the initial defect size, using the calcium mirror test and a high‐resolution CCD 

camera. If the defect density per area and the mean defect pinhole size of the 

SiOx layer is known, a simplified approach could be made by simulation of 

diffusion through a single SiOx pinhole defect, as shown in Figure 54. Hence, the 

calculation time of the simulation can thereby be kept as low as possible. The 

integration of the entire pinhole size and distribution parameters into the 

equations of the FEM model would give a further insight into the multilayer 

diffusion mechanisms. 

 

Figure 54. Enlarged cross‐section of the SiOx coating on top of the PVC membrane with the integration of a 

single pinhole defect. 

SiOx Pinhole 

88    5  Results 

5.3 Waterpermeation 

The degradation of the calcium deposited below the multilayer barrier were 

investigated by the formation of transparent calcium hydroxide due to 

moisture penetration through the barrier layer (section 3.1.5). For this reason, 

29 calcium mirrors were deposited on Parylene‐C and multilayer structures. 

The mirrors were analysed by the MicroPerm and the OTM test setups (section 

4.2). Additional calcium tests are described in sections 8.1 and 8.2. 

By use of the MicroPerm setup, the defect corrosion of the encapsulated 

calcium mirrors was studied. Therefore, Parylene‐C layers of 1 μm, single SiOx 

multilayer with a thickness of 170 μm SiOx and 2 x 1 μm Parylene‐C, double SiOx 

multilayer with a thickness of 2 x 170 μm SiOx and 3 x 1 μm Parylene‐C, and 

quadruple SiOx multilayer with a thickness 4 x 170 μm SiOx and 5 x 1 μm 

Parylene‐C were investigated. The CCD images after a 130 h climate chamber 

exposure at 38 °C and 90% RH are shown in Figure 55. 

 

Figure 55. CCD MicroPerm images of calcium mirrors deposited on 1 μm thick Parylene‐C (a), single (b), double 

(c), and quadruple multilayers (d) after a 130 h exposure to 38 °C and 90% RH. The pictures reveal higher water 

vapour tightness after each additional SiOx layer due to the increased grey‐scale. 

5  Results    89 

 

Figure 55 shows the different corrosion behaviour of the barrier structures. The 

Parylene‐C coated calcium layers are completely corroded after an exposure 

less than a few hours. The single multilayers revealed an increased crack and 

pinhole density. The double multilayers showed fewer cracks and slower 

corrosive progress of the calcium mirrors. For the quadruple multilayers, only 

minor defects are visible. These defects can be explained by deposition errors, 

dust particle contamination after the cleaning process, or handling damage. 

 

The measurements of the optical transmission by the OTM were performed at 

70 points for each sample as shown in Figure 56. Only the points in the middle 

were used to calculate an averaged WVTR in order to avoid boundary effects. 

 

 

Figure 56. CCD‐picture of encapsulated calcium mirror with a surface area of 21 x 30 mm2. The blue grid shows 

the 70 areas where the optical transmission has been measured by use of the OTM setup. Each point can be 

selected to calculate the average WVTR. 

 

The thicknesses of the calcium mirrors were calculated from the optical 

transmission related to the two different corrosion behaviours, as explained in 

section 3.1.5. For uniform thickness reduction, equation ( 30 ) was applied with 

90    5  Results 

a calcium absorption coefficient   = 0.04 [103]. Concerning the defect 

corrosion, equation ( 31 ) was used, where the intensity is proportional to the 

defect surface. For the calculation of the WVTR, a weighted average of 2:1 from 

the uniform and the defect corrosion, respectively, was chosen. By use of this 

linearization, the measured transmission curves show mostly the expected 

uniform degradation of the calcium thickness over time, if no saturation occurs. 

The barrier layer lag time, that is the delay where the calcium is not affected 

after the water vapour exposure (corresponding to a complete tightness), has 

been excluded for these WVTR calculations. 

The results of the WVTR determination in g m‐2 day‐1 at ambient conditions 

(25 °C and 35% RH) are summarized in Figure 57. This measurement was taken 

from the samples after an exposure of 1500 h. 

 

Figure 57. Summary of measured WVTR at 25 °C and 35% RH of pure PET carrier substrates (36 μm), coated 

with Parylene‐C (1 μm), and multilayer structures (1, 2, and 4 SiOx interlayers). 

 

The PET and Parylene‐C coated PET substrates show high WVTR, as expected. 

For the barriers structures, WVTRs of 5 x 10‐3 g m‐2 day‐1 for single multilayers, 

1.5 x 10‐3 g m‐2 day‐1 for double multilayers, and 6 x 10‐4 g m‐2 day‐1 for 

1.E‐04

1.E‐03

1.E‐02

1.E‐01

1.E+00

1.E+01

0 1 2 3 4 5 6

PET

Parylene

ML1

ML2

ML4

Barrier Layer Thickness [μm]

WVTR

[ g m

‐2day

‐1]

5  Results    91 

 

quadruple multilayers could be quantified. The measured WVTRs show a decay 

that is approximately proportional to the number of SiOx layers of the barrier 

structure. This behaviour expresses the contribution from additional diffusion 

processes of the multilayer interfaces and the roles of the different dynamic 

effects associated to the percolative pathway model. The influence of, for 

example nano‐capillarity and electro‐osmotic pressure, has not been 

considered. 

In order to measure the layer tightness performance related to human body 

conditions, the coated calcium mirrors were exposed to 38 °C and 90% RH. The 

measurements were acquired once a day for 120 h. During the data acquisition, 

the samples were taken out of the climate chamber for about 1 h each day. 

Figure 58 shows a summary of the multilayer structure compared to a 

calculated single Parylene‐C layer with a WVTR of 80 g μm m‐2 day‐1 [40]. 

 

Figure 58. Summary of measured WVTR at 38 °C and 90% RH of PET carrier substrates (36 μm), coated with 

multilayer structures (1, 2, and 4 SiOx interlayers) compared to standard Parylene‐C layers. 

 

Compared to the first measurements at 25 °C and 35% RH, the PET and 

Parylene‐C coated substrates could not be measured due to the fast calcium 

1.E‐03

1.E‐02

1.E‐01

1.E+00

1.E+01

1.E+02

1.E+03

0 2 4 6 8

Multilayer

Barrier Layer Thickness [μm]

WVTR

[ g m

‐2  day

‐1]

92    5  Results 

mirror degradation. In contrast, a slight degradation of the multilayer tightness 

could be observed due to the increased humidity and temperature. The highest 

tightness was measured for the quadruple multilayer structure with a WVTR of 

5 x 10‐3 g m‐2 day‐1. This ultra‐low WVTR shows the exceptional performance of 

the barrier structure which is three decades of magnitude lower than standard 

Parylene‐C (commonly used for packaging purposes of medical implants). The 

measurements seem to indicate an Arrhenius behaviour with a small activation 

energy characteristic. In order to quantify the specific diffusion mechanisms at 

a higher temperature than the measurement conditions, only the first values 

(exposure of 120 h) have to be taken into consideration to avoid the 

perturbation of the experimental acquisitions. A more detailed study is in 

preparation, where the calcium mirrors can be measured inside the climate 

chamber for longer durations at 38 °C and 90% RH. 

 

5.4 Surfaceanduniformityanalysis 

In order to analyse the surface of the multilayer structures, scanning electron 

microscopy (SEM) and atomic force microscopy (AFM) imaging was performed. 

Using these methods, surface roughness, potential pinholes, and cracks can be 

observed. Interface and material composition was analysed by Fourier 

transform infrared spectroscopy (FTIR) and X‐ray photoelectron spectroscopy 

(XPS) and are described in detail in section 8.1. 

For the surface analysis, polished silicon wafers were coated with conventional 

Parylene‐C layers of 1 μm thickness and multilayer structures (4 x Parylene‐C 

(1μm) and 3 x SiOx interlayers (250nm)). The surface analysis was performed by 

an atomic force microscope (3100 Dimension, Digital Instruments) in tapping 

mode (150 kHz). A scan range of 10 x 10 µm was chosen for the analysis of the 

Parylene‐C and SiOx layers as shown in the following figure. 

5  Results    93 

 

 

Figure 59. AFM images with a 10 x 10 µm scan area of a standard 1 µm Parylene‐C layer (a) and a multilayer 

composed of four 1 µm Parylene‐C layers and three 250 nm SiOx interlayers (b). For the 3‐D images, the base of 

the vertical axis was shifted arbitrary. 

 

Figure 59 reveals a root mean square roughness of 6 nm for the Parylene‐C 

layer and 32 nm for the multilayer stack. It can be assumed that the total 

multilayer roughness is increased due to roughness accumulation of the 

different deposition steps. In addition, the different surface plasma treatments 

for surface activation and cleaning, influence the roughness. However, no 

signifcant defects (> 0.25 µm) were observed within the surfaces studied. 

 

For structural analysis of the multilayer barrier, the deposited coatings were 

ablated by a focused ion beam (FIB) in order to obtain a clean cross‐section 

prior to the analysis by a high‐resolution field emission scanning microscope. 

The same multilayer structures as for the AFM experiments have been used. A 

94    5  Results 

thin platinum coating was deposited onto the insulating barrier layer in order 

to avoid charging effects and enhance the contrast. The Figure 60 shows the 

micrographs of the SEM/FIB analysis. 

 

 

Figure 60. SEM images of FIB ablated section of the multilayer barrier structure (a), surface analysis of the 

multilayer stack (b) and enlarged multilayer cross‐section (c). 

 

The local ablation by FIB, in order to analyse the multilayer cross‐section, is 

shown in Figure 60 a). Clean edge trimming can be achieved by appropriate FIB. 

The surface of the multilayer structure is visualised in Figure 60 b). Equal to the 

AFM measurements, no significant defects could be observed (> 0.25 µm). 

Figure 60 c) depict the enlarged multilayer cross‐section from Figure 60 a). This 

5  Results    95 

 

cross‐section image confimed a Parylene‐C thickness to be around 1 μm and a 

SiOx thickness of around 240 nm. 

 

The SiOx layer conformity was investigated by application of the algorithm, 

developed in section 3.2. By the use of the image treatment software ImageJTM, 

the lower and upper boundary of the presented SiOx interlayer were extracted 

(Figure 60 c)). The extracted SiOx boundaries (black curves) from the 

micrograph acquisition and the grey scale image treatment noise (grey dashed 

zone) are shown in Figure 61. The red curve shows an ideal conformal layer 

that was calculated by application of the equations ( 39 ) and ( 40 ) on the 

lower SiOx boundary with an ideal layer thickness   = 239 nm. This red envelope 

follows the upper boundary of the SiOx thin film within the errors of the 

measurement and the image treatment noise. Hence, the deposited SiOx layer 

can be considered conformal for the applied multilayer stack on the observed 

surface. This leads to the conclusion that the hermetic multilayer packaging will 

not be influenced by local thickness variations. 

 Figure 61. Application of the conformity algorithm on the SiOx border lines (black curves) of the multilayer thin film of Figure 60 c). The perfect conformal layer thickness    = 239 nm (red curve) has been constructed by application of the algorithm on the lower black border line. The grey dashed zones show the noise errors of image acquisition and treatment. The analysed SiOx layer can be considered as conformal because the calculated red curve (ideal) is within the acquisition and image treatment error of the upper SiOx border line. 

Length [nm]

Amplitude [nm] 

96    5  Results 

5.5 Invitrocytotoxicityandbiostabilityanalysis 

The in vitro cytotoxicity and biostability of the materials, intended for use as 

conformal barrier coatings for medical implants, were tested by a LIVE/DEAD 

cell study. This study was performed in collaboration with the University of 

Applied Science in Geneva (Hepia). In order to investigate the in vitro 

cytotoxicity of the materials used for the barrier structures, layers of 2.2 μm 

thick Parylene‐C, 150 nm thick SiOx (O2/HMDSO of ratio 10), and 2.9 μm thick 

multilayer structure (2 x Parylene‐C and 1 x 150 nm SiOx) were deposited on a 

polystyrene (PS) cell culture cluster and sterilized with ethylene oxide prior to 

tests. Because of their high sensitivity regarding toxic substances, a human 

neural progenitor cell line (ReNcell) was seeded on the different materials. 

After an exposure time of 24h and 72h under climatic conditions according to 

the ISO standard 10993‐5 (cytotoxicity), the living and dead cells were observed 

and compared to a control cluster. The vitality and the mortality of the cells can 

be determined by confocal microscopy, using fluorescent markers. Vital Calcein 

and propidium iodide staining were used for live and dead cell detection, 

respectively. The following figures show the fluorescent microscope images of 

the control cluster, the Parylene‐C layer, and the multilayer structure. 

   

5  Results    97 

 

Control after 24h  Control after 48h  Control after 72h 

  Figure 62. Control ReNCell cultures on plastic microplate as control cluster (PS). 

 

For the analysed Parylene‐C, SiOx and multilayer coatings, no increased number 

of dead cells could be observed compared to the ReNCell control cultures, as 

shown in Figure 63 and 64. It can be infered that the developed materials, used 

for the multilayer barrier coating, showed no cytotoxic reaction under the 

applied test conditions. Additional tests have to be performed in order to proof 

the entire biocompatibility (e.g. sensitization, irritation, genotoxicity) of the 

multilayer barriers. 

 

Vital Calcein staining 

Propidium Iodide staining 

Dead Cell 

Dead Cell

Dead Cell

Vital Calcein staining 

Propidium Iodide staining 

98    5  Results 

 

Control after 24h  Control after 72h 

  Figure 63. ReNCell cultures on single Parylene‐C layer. 

 

Control after 24h  Control after 72h 

  

Figure 64. ReNCell cultures on multilayer barrier (2 x 1 μm Parylene‐C and 2 x 150 nm SiOx). 

Vital Calcein staining 

Parylene C treated  

Control PS   Parylene C treated  

Propidium Iodide stainingC

BA

A+B+C 

Vital Calcein staining

Vital Calcein staining 

A B

C A+B+CPropidium Iodide staining

Vital Calcein staining 

6  Conclusion and Outlook    99 

 

6 ConclusionandOutlook 

6.1 Conclusion 

State of the art implantable medical device packaging are based on 

conventional glass or metal bulk encapsulations. They are reliable for long‐term 

stability but limit the potential for further miniaturization of smart micro‐

medical implants. The latter aspect is important to facilitate the placement of 

implants in areas of the body where little space is available e.g. in small arteries 

or veins, in bones, or in organs. Hence, hermetic and biocompatible thin‐film 

packaging is a growing key technology which enables the use of these 

innovative SMMS devices over a more diverse range of disciplines. 

The scope of this thesis focused on synthesis and analysis research directed 

towards novel thin‐film packaging concepts that are required for the next‐

generation implants. 

The research contribution was based on the fabrication of defined hermetic 

multilayer structures. This objective could be attained by the development of a 

novel single‐chamber deposition reactor with a combined CVD‐PECVD process, 

allowing for in situ manufacturing of the entire multilayer. These processes 

have been chosen due to their high step coverage deposition for three‐

dimensional structures at ambient temperature. The single‐chamber reactor 

aspect is of utmost importance, because, as is well known, multilayer laminates 

depend strongly on their interface properties, in that the number of interfaces 

predominate the physical/chemical permeation properties of the entire stack. 

Air exposure, associated with the transfer from one coating system to another, 

implies that properties and reproducibility of the package can be lost 

completely. The in situ deposition then allows for precise interface conditioning 

in terms of adhesion layer as well as shear‐stress relief. By process control and 

100    6  Conclusion and Outlook 

automation, deposition conditions and interface treatments could be defined, 

and thereby the material composition and the layer thicknesses could be 

managed. A specialised LabviewTM‐based software application has therefore 

been developed. In addition, the single‐chamber system allowed for 

uncontaminated, well‐defined, and reproducible layer interfaces and thus 

yielded improved adhesion and hermeticity properties. 

The main analytical part conducted within this thesis was focused on the 

characterisation of the innovative hermetic barrier structures and their 

validation for long‐term implant purposes. In order to investigate the barrier 

performance, different measurement concepts were applied. The first method 

was based on pure physical gas diffusion. Thus, interactions between the 

permeated atoms and the barrier material could be excluded. Helium gas was 

therefore used as permeation indicator due to its small atomic diameter and 

inert chemical behaviour. Due to the lack of applicable methods for the 

measurement of ultra‐tight thin‐film barriers, the bulk packaging test standard 

MIL‐STD‐883 has been adapted in order to measure the intrinsic hermeticity of 

deposited thin films on permeable carrier substrates. A systematic study of the 

precursor gas composition of the coating process, related to the deposited SiOx 

thickness, revealed an optimal trade‐off between hermeticity and stress 

formation at an O2/HMDSO gas ratio of 10 and a total thickness of 170 nm for 

the static use of the multilayer barriers. In other words, the SiOx layer, and 

thereby the multilayer structure, can be tailored depending on the application 

(rigid or flexible) and the intended lifetime of the medical implant. By 

integration of these SiOx coatings into a barrier stack, a quadruple multilayer (4 

x 170 nm SiOx and 5 x 1 μm Parylene‐C) was able to fulfil the long‐term 

packaging acceptance criterion of the MIL‐standard. 

Compared to gas diffusion, liquid water vapour exposure evokes additional 

interaction between the barrier materials and the permeants, such as swelling, 

6  Conclusion and Outlook    101 

 

capillarity, and electro‐osmotic effects. Moreover, transport mechanisms of 

permeants through the interface are responsible for a number of phenomena 

encountered in biological, chemical and physical processes. In particular, the 

role of ions in sorption and interface interactions are prevalent. These 

dominate the diffusion in the multilayer structure. In order to evaluate the 

polar water vapour permeation under human body conditions, a calcium mirror 

test was used. Using this test, low WVTR’s of 5 x 10‐3 g m‐2 day‐1 at body 

conditions (38 °C and 90% RH of the ASTM F1249) and 6 x 10‐4 g m‐2 day‐1 at 

room temperature (25 °C and 35% RH) were measured for the same quadruple 

multilayer structure, as mentioned above. In fact, the WVTR is assumed to be 

caused by the condensation of the water vapour on the coating surface which 

results to a water transmission with a reduce drain force compare to a total 

water immersion. Due to this fact, an adapted calcium mirror test verified the 

high barrier performance by direct liquid contact of saline solution droplets 

(NaCl concentration of 1 g/l, 9 g/l and 20 g/l). 

Different analysis were performed in order to investigate the material surface, 

homogeneity, composition, interfaces and thickness. First, the surface 

morphology was examined using an AFM. A root mean square roughness of 

6 nm for the Parylene‐C layer and 32 nm for the multilayer stack could be 

measured. The increased roughness of the multilayer can be attributed to the 

accumulation of the roughness associated with additional deposition steps and 

plasma treatments. The combined dual beam analysis (FIB/SEM) showed the 

same surface roughness as the AFM. However, by the use of AFM and SEM, no 

signifcant defects (> 0.25 µm) could be detected within the observed surfaces. 

In addition, the material homogeneity and the individual layer thicknesses of 

the multilayer stack could be verified. By the use of the dual beam method, 

gradual interfaces could be identified. A finer‐scale study of these layer 

102    6  Conclusion and Outlook 

interfaces by XPS deep etching disclosed their material composition. The 

atomic SiOx concentration of 58% oxygen, 38% silicon, and 4% carbon gradually 

changed up to 20 nm, where the composition of Parylene‐C becomes uniform. 

The high oxygen content of the SiOx layer could be verified by additional FTIR 

analysis. The FTIR fingerprints of the single SiOx and Parylene‐C layers were 

superimposed for the multilayer stack. This result indicated the integrity of 

each individual layer by the single chamber deposition. The coating conformity, 

using the developed single‐chamber deposition process, could be verified by 

the application of a specifically developed algorithm. This analysis showed no 

local SiOx thickness deficiencies for the deposited multilayer structures. 

Finally, a first in vitro cytotoxicity study showed good tolerance of Parylene‐C, 

SiOx and multilayer coatings for ReNCell cultures.  

 

The final analysis part of the current work was focused on the proposition of a 

theoretical model of the helium gas diffusion. Different models have been built 

up for a better understanding of nano‐ and microscopic diffusion mechanisms, 

using the finite element software tool Comsol multiphysics®. The Comsol 

simulations have been compared to the results obtained by experimental 

measurements. The simulation confirmed that the diffusion through the 

proposed multilayered structures cannot be simplified by a succession of 

homogeneous materials, but corresponds rather to a percolative pathway 

model that takes into account the material defects of the barrier layers (in our 

case a Knudsen diffusion through defects in the SiOx layer) where the material 

interfaces play an important role. 

 

This thesis showed, by preparation (synthesis) and measurements (analysis) 

that through the use of the novel thin‐film technology made it possible to 

replace the conventional bulk packaging concepts. The packaging volume can 

6  Conclusion and Outlook    103 

 

thereby be reduced to a minimum. This study will allow for the development of 

next generation SMMS medical implants. Further, new hermeticity test 

methods for medical device thin‐film packaging have been developed. 

 

6.2 Futuredevelopments 

Looking at the multilayer laminate development, a further increase of the 

security margin of thin‐film structures is possible. The stress formation of the 

deposited layers is a crucial factor for the barrier performance. Increased stress 

can provoke defects such as cracks and pinholes. Hence, by further 

investigations related to the deposition speed and the precursor 

concentrations, the stress formation in SiOx can be diminished and even 

compensated. Moreover, a SiOx stress reduction will improve the adhesion to 

the substrate and also the adjacent interlayers. Preliminary studies exhibit an 

interesting indicator for the evaluation of low‐stress layers by wrinkle 

formation of SiOx layers on soft polymeric surfaces. Advanced wrinkle analysis 

could lead to stress‐free barrier layers and thereby increased hermeticity. 

Additional investigations on the influence of the total deposition pressure while 

maintaining constant precursor ratios could improve the SiOx layer conformity. 

In order to meet the requirement of industrial partners with high volume 

production needs, an upscaling of the existing SiOx deposition process will be 

necessary. 

Finally, in order to proof the entire biocompatibility of the proposed multilayer 

barriers for implantable applications, additional biocompatibility tests such as 

sensitization, irritation, carcinogenicity, and different toxicity evaluations have 

to be performed. 

 

104    6  Conclusion and Outlook 

As described in the thesis, the multilayer development was destined for rigid 

applications. Due to the increased demand of flexible implants or electronic 

circuits, the proposed barrier structure could be tailored to reduce defect 

formation during deflection. The flexibility of the SiOx material can be changed 

by the variation of its carbon content. A decrease of the O2/HMDSO ratio 

results in the incorporation of non‐dissociated carbonic precursors, which 

forms flexible polymeric SiOxCy layers. The loss of hermeticity compared to the 

denser SiOx layer therefore has to be compensated by additional SiOxCy 

barriers, up to an optimal trade‐off between flexibility and hermeticity. 

 

Another scientific challenge will be the exact prediction of the influence of SiOx 

and Parylene‐C thicknesses on the total barrier performance regarding the 

WTR. Continuing investigation between the difference of WVTR and WTR, by 

variation of the layer thicknesses and the number of interfaces, could reveal 

further important indicators. 

In this context, the proposed finite element model with multiple diffusion 

mechanisms should be expanded. As mentioned in the experimental part of the 

thesis, no signifcant defects greater than 0.25 µm, could be observed. By 

comparison between helium permeation values of SiO2 bulk crystal (quartz) 

and the experimentally measured values of the deposited SiOx thin films 

(PECVD), a decrease of the hermeticity by a factor of 100 was deduced. Hence, 

it is hypothesised that this decrease is mostly caused by the presence of 

nanoscopic defects. In order to define the size and the distribution of these 

defects, an indirect defect observation by the study of their corrosion 

propagation could reveal these parameters. The calcium mirror test can 

therefore be modified using a high‐resolution CCD camera for single defect 

observation. The integration of these parameters into the FEM equations of the 

6  Conclusion and Outlook    105 

 

proposed percolative pathway model would give a further insight into the 

actual diffusion mechanisms. 

 

Other barrier materials could potentially meet the stringent requirements for 

long‐term packaging. One prospective material would be silicon nitride which is 

well known as good barrier material but there is still an actively discussed 

controversy about its biocompatibility. The integration of silicon nitrides (SixNy) 

into the Parylene‐C multilayer depends on the application of the implant. Thus, 

specific biocompatibility tests have to be conducted.   

The emerging ALD technology is also a promising candidate for the integration 

into the multilayer laminates. It is conceivable to replace the SiOx PECVD 

process by a low temperature PEALD. Alternatively, an additional ALD step 

could be integrated on top of the SiOx layer for additional defect reduction.  

Another possibility would be a variation of the existing process. For an 

industrial application, the proposed plasma Parylene multilayer concept is 

interesting because only one precursor gas (chloro‐p‐cyclophane) is needed. 

The additional HMDSO plasma step can thereby be omitted which leads to a 

simplified process with higher throughput. For these reasons, this concept is 

worthy of further investigations. 

The exceptional properties of graphene, such as its mechanical resistivity, 

flexibility and diffusion barrier properties, could make it a future material of 

promise for packaging solutions. Moreover, its high electrical conductivity, and 

the possibility of integrating graphene‐based transistors, enables the 

integration of electric circuits into the barrier using the same material. 

   

106    6  Conclusion and Outlook 

6.3 Outlook 

Due to the promising outcome of this thesis, some different novel perspectives 

have been established. First of all, applications of multilayer barriers on real 

medical implants are foreseen. Multiple feasibility studies have been initiated 

to investigate the protection performance of the barriers on implantable 

electronic devices. For example, the deposition on contact lenses with 

integrated sensor systems for intraocular pressure monitoring will be carried 

out. Different studies for the protection of implantable pump electronics, 

hearing aid devices, and intracranial flow and pressure sensors are in process. 

In addition, the work of this thesis opens the possibility for the miniaturization 

of existing implants or the novel development of innovative SMMS. Long‐term 

prospection will involve the development of flexible electronic implants for 

catheter‐based interventions. Furthermore, these barrier structures could be 

applied to non‐medically‐related electronic or sensor applications at ambient 

conditions where long‐term reliability is the key factor. 

   

7  References    107 

 

7 References

[1] DIRECTIVE 2007/47/EC OF THE EUROPEAN PARLIAMENT AND OF THE COUNCIL, Official Journal of the Europe, L 247 (2007), pp. 21‐55. [2] B.D. Ratner, A.S. Hoffman, F.J. Schoen, J.E. Lemons, Biomaterials Science: An Introduction to Materials in Medicine, 2nd ed., Elsevier Academic Press, Amsterdam, 2004. [3] International Organisation for Standardization, ISO 10993 series of standards, Biological evaluation of medical devices. [4] G. Nisato, M. Kuilder, P. Bouten, L. Moro, O. Philips, N. Rutherford, P‐88: Thin Film Encapsulation for OLEDs: Evaluation of Multi‐layer Barriers using the Ca Test, SID Symposium Digest of Technical Papers, 34 (2003) 550‐553. [5] K.M. Striny, Assembly Techniques and Packaging of VLSI Devices, in: Sze, S. M. (ed), VLSI technology, 2d ed., McGraw‐Hill, New York etc., (1988), pp. 566‐611. [6] F. Mansfeld, The use of electrochemical techniques for the investigation and monitoring of microbiologically influenced corrosion and its inhibition – a review, Materials and Corrosion, 54 (2003) 489‐502. [7] G. Loeb, R. Peck, J. Singh, Y.‐H. Kim, S. Deshpande, L. Baker, J.T. Bryant, Mechanical loading of rigid intramuscular implants, Biomedical microdevices, 9 (2007) 901‐910. [8] Design Control Guidance For Medical Device Manufacturers, U.S. Food and Drug Administration, FDA 21 CFR 820.30 and Sub‐clause 4.4 of ISO 9001, (1997), pp. 1‐53. [9] F. Graichen, R. Arnold, A. Rohlmann, G. Bergmann, Implantable 9‐Channel Telemetry System for In Vivo Load Measurements With Orthopedic Implants, Biomedical Engineering, IEEE Transactions on, 54 (2007) 253‐261. [10] P.A. Neukomm, H. Kündig, Passive wireless actuator control and sensor signal transmission, Sensors and Actuators A: Physical, 21 (1990), pp. 258‐262. [11] P.R. Troyk, I.E. Brown, W.H. Moore, G.E. Loeb, Development of BIONTM technology for functional electrical stimulation: bidirectional telemetry, Engineering in Medicinemn and Biology Society, Proceedings of the 23rd Annual International Conference of the IEEE, 2 (2001), pp. 1317‐1320  [12] X. Sun, Y. Zheng, X. Peng, X. Li, H. Zhang, Parylene‐based 3D high performance folded multilayer inductors for wireless power transmission in implanted applications, Sensors and Actuators A: Physical, 208 (2014), pp. 141‐151. 

108    7  References 

[13] S. Chatzandroulis, D. Tsoukalas, P.A. Neukomm, A miniature pressure system with a capacitive sensor and a passive telemetry link for use in implantable applications, J Microelectromech S, 9 (2000), pp,.18‐23. [14] R. Elmqvist, A. Senning, An implantable pacemaker for the heart, Proceedings of the Second International Conference on Medical Electronics, Smyth CN, ed., Tliffe & Sons, (1959) pp. 253–254. [15] W. Greatbatch, W.M. Chardack, A transistorized implantable pacemaker for the long term correction of complete atrioventricular block, Proc NEREM, 1:8, (1959) p. 643. [16] D.A. Nathan, S. Center, C.‐y. Wu, W. Keller, An implantable synchronous pacemaker for the long term correction of complete heart block, The American journal of cardiology, 11 (1963), pp. 362‐367. [17] J. Buffet, Technological progress in pacemaker design: hermetic sealing, Medical progress through technology, 3 (1975), pp. 133‐142. [18] T.F. Hursen, S.A. Kolenik, Nuclear Energy Sources, Ann Ny Acad Sci, 167 (1969), pp. 661‐673. [19] R. Venugopalan, A. Ginggen, T. Bork, W. Anderson, E. Buffen, In Vivo Study of Flow‐Rate Accuracy of the MedStream Programmable Infusion System, Neuromodulation, 14 (2011), pp. 235‐240. [20] M. Forde, P. Ridgely, Implantable Cardiac Pacemakers, in: J. D. Bronzino (ed), Medical Devices and Systems, The Biomedical Engineering Handbook, 3rd ed., CRC Press, Taylor and Francis Group, Boca Raton, FL, (2006). [21] A. Murari, H. Albrecht, A. Barzon, S. Curiotto, L. Lotto, An upgraded brazing technique to manufacture ceramic‐metal joints for UHV applications, Vacuum, 68 (2002) 321‐328. [22] J.H.‐C. Chang, Y. Liu, Y.‐C. Tai, in:  Micro Electro Mechanical Systems (MEMS), 2014 IEEE 27th International Conference on, 2014, pp. 1127‐1130. [23] J. Singh, R.A. Peck, G.E. Loeb, Development of BIONTM technology for functional electrical stimulation: hermetic packaging, Engineering in Medicine and Biology Society,  Proceedings of the 23rd Annual International Conference of the IEEE, 2 (2001), pp. 1313‐1316. [24] A. Ginggen, Y. Tardy, R. Crivelli, T. Bork, P. Renaud, A Telemetric Pressure Sensor System for Biomedical Applications, IEEE Transactions on Biomedical Engineering, 55 (2008) 1374‐1381. [25] A. Christou, J.R. Griffith, B.R. Wilkins, Reliability of hybrid encapsulation based on fluorinated polymeric materials, Electron Devices, IEEE Transactions on, 26 (1979), pp. 77‐83. [26] C. Hassler, R.P. von Metzen, P. Ruther, T. Stieglitz, Characterization of parylene C as an encapsulation material for implanted neural prostheses, Journal of Biomedical Materials Research Part B: Applied Biomaterials, 93B (2010), pp. 266‐275. 

7  References    109 

 

[27] H. Miyake, T. Ohta, Y. Kajimoto, M. Matsukawa, A New Ventriculoperitoneal Shunt with a Telemetric Intracranial Pressure Sensor: Clinical Experience in 94 Patients with Hydrocephalus, Neurosurgery, 40 (1997), pp. 931‐935. [28] R.A. Weiner, M. Korenkov, E. Matzig, S. Weiner, W.K. Karcz, T. Junginger, Early Results with a New Telemetrically Adjustable Gastric Banding, Obes Surg, 17 (2007), pp. 717‐721. [29] D.F. Lovely, M.B. Olive, R.N. Scott, Epoxy moulding system for the encapsulation of microelectronic devices suitable for implantation, Med. Biol. Eng. Comput., 24 (1986) 206‐208. [30] L.P. Bucky, H.P. Ehrlich, S. Sohoni, J.W.J. May, The Capsule Quality of Saline‐Filled Smooth Silicone, Textured Silicone, and Polyurethane Implants in Rabbits: A Long‐Term Study, Plast Reconstr Surg, 93 (1994) 1123‐1131. [31] J.H. Briston, L.L. Katan, Plastics Films, 2nd ed., Longman Scientific & Technical / The Plastics and Rubber Institute, New York, (1983). [32] P.E.K. Donaldson, The Encapsulation of Microelectronic Devices for Long‐Term Surgical Implantation, IEEE Transactions on Biomedical Engineering BME‐23 (1976), pp. 281‐285. [33] A.G. Dirks, H.J. Leamy, Columnar microstructure in vapor‐deposited thin films, Thin Solid Films, 47 (1977), pp. 219‐233. [34] L.B. Freund, S. Suresh, Thin film materials stress, defect formation and surface evolution, Cambridge University Press, Cambridge, (2006). [35] J. Charmet, O. Banakh, E. Laux, B. Graf, F. Dias, A. Dunand, H. Keppner, G. Gorodyska, M. Textor, W. Noell, N.F. de Rooij, A. Neels, M. Dadras, A. Dommann, H. Knapp, C. Borter, M. Benkhaira, Solid on liquid deposition, Thin Solid Films, 518 (2010), pp 5061‐5065. [36] E.M. Schmidt, J.S. McIntosh, M.J. Bak, Long‐term implants of Parylene‐C coated microelectrodes, Med. Biol. Eng. Comput., 26 (1988), pp. 96‐101. [37] J.P. Seymour, Y.M. Elkasabi, H.‐Y. Chen, J. Lahann, D.R. Kipke, The insulation performance of reactive parylene films in implantable electronic devices, Biomaterials, 30 (2009), pp. 6158‐6167. [38] M. Szwarc, Some remarks on the CH2[graphic omitted]CH2 molecule, Discussions of the Faraday Society, 2 (1947), pp. 46‐49. [39] W.F. Gorham, A New, General Synthetic Method for the Preparation of Linear Poly‐p‐xylylenes, Journal of Polymer Science Part A‐1: Polymer Chemistry, 4 (1966), pp 3027‐3039. [40] L.K. Massey, Permeability Properties of Plastics and Elastomers: A Guide to Packaging and Barrier Materials, 2nd ed., Plastics Design Library / William Andrew Pub., Norwich, NY, USA, (2003), p.132. [41] G. Ozaydin‐Ince, A.M. Coclite, K.K. Gleason, CVD of polymeric thin films: applications in sensors, biotechnology, microelectronics/organic electronics, 

110    7  References 

microfluidics, MEMS, composites and membranes, Rep Prog Phys, 75 (2012) 016501. [42] G. Dennler, C. Lungenschmied, H. Neugebauer, N.S. Sariciftci, M. Latrèche, G. Czeremuszkin, M.R. Wertheimer, A new encapsulation solution for flexible organic solar cells, Thin Solid Films, 511–512 (2006), pp. 349‐353. [43] J.S. Lewis, M.S. Weaver, Thin‐film permeation‐barrier technology for flexible organic light‐emitting devices, Ieee J Sel Top Quant, 10 (2004), pp. 45‐57. [44] R. Wolf, K. Wandel, C. Boeffel, Moisture Barrier Films Deposited on PET by ICPECVD of SiN(x), Plasma Processes and Polymers, 4 (2007) 185‐189. [45] A.P. Roberts, B.M. Henry, A.P. Sutton, C.R.M. Grovenor, G.A.D. Briggs, T. Miyamoto, M. Kano, Y. Tsukahara, M. Yanaka, Gas permeation in silicon‐oxide/polymer (SiOx/PET) barrier films: role of the oxide lattice, nano‐defects and macro‐defects, J Membrane Sci, 208 (2002) 75‐88. [46] A.G. Erlat, R.J. Spontak, R.P. Clarke, T.C. Robinson, P.D. Haaland, Y. Tropsha, N.G. Harvey, E.A. Vogler, SiOx Gas Barrier Coatings on Polymer Substrates:  Morphology and Gas Transport Considerations, The Journal of Physical Chemistry B, 103 (1999) 6047‐6055. [47] D.S. Wuu, W.C. Lo, C.C. Chiang, H.B. Lin, L.S. Chang, R.H. Horng, C.L. Huang, Y.J. Gao, Plasma‐deposited silicon oxide barrier films on polyethersulfone substrates: temperature and thickness effects, Surface and Coatings Technology, 197 (2005), pp. 253‐259. [48] A.S. da Silva Sobrinho, M. Latrèche, G. Czeremuszkin, J.E. Klemberg‐Sapieha, M.R. Wertheimer, Transparent barrier coatings on polyethylene terephthalate by single‐ and dual‐frequency plasma‐enhanced chemical vapor deposition, Journal of Vacuum Science &amp; Technology A, 16 (1998) 3190‐3198. [49] M. Leskelä, M. Ritala, Atomic layer deposition (ALD): from precursors to thin film structures, Thin Solid Films, 409 (2002) 138‐146. [50] S.‐H.K. Park, J. Oh, C.‐S. Hwang, J.‐I. Lee, Y.S. Yang, H.Y. Chu Ultrathin Film Encapsulation of an OLED by ALD, Electrochemical and Solid‐State Letters, 8 (2005) H21‐H23. [51] O. Auciello, B. Shi, Science and Technology of Bio‐Inert Thin Films as Hermetic‐Encapsulating Coatings for Implantable Biomedical Devices: Application to Implantable Microchip in the Eye for the Artificial Retina, in: D. Zhou, E. Greenbaum (Eds.) Implantable Neural Prostheses 2, Springer Science+Business Media, New York, (2010), pp. 63‐84. [52] D.G. Shaw, M. Langlois, Use of vapor deposited acrylate coatings to improve the barrier properties of metallized film, Annual Technical  Conference Proceedings, Society of vacuum coaters, (1994), p. 240. 

7  References    111 

 

[53] J.D. Affinito, M.E. Gross, C.A. Coronado, G.L. Graff, I.N. Greenwell, P.M. Martin, A new method for fabricating transparent barrier layers, Thin Solid Films, 290–291 (1996), pp. 63‐67. [54] G.L. Graff, R.E. Williford, P.E. Burrows, Mechanisms of vapor permeation through multilayer barrier films: Lag time versus equilibrium permeation, J Appl Phys, 96 (2004) 1840‐1849. [55] A.M. Coclite, G. Ozaydin‐Ince, F. Palumbo, A. Milella, K.K. Gleason, Single‐Chamber Deposition of Multilayer Barriers by Plasma Enhanced and Initiated Chemical Vapor Deposition of Organosilicones, Plasma Processes and Polymers, 7 (2010), pp. 561‐570. [56] M. Yan, T.W. Kim, A.G. Erlat, M. Pellow, D.F. Foust, J. Liu, M. Schaepkens, C.M. Heller, P.A. McConnelee, T.P. Feist, A.R. Duggal, A Transparent, High Barrier, and High Heat Substrate for Organic Electronics, Proceedings of the IEEE , 93 (2005), pp. 1468‐1477. [57] C.C. Chiang, D.S. Wuu, H.B. Lin, Y.P. Chen, T.N. Chen, Y.C. Lin, C.C. Wu, W.C. Chen, T.H. Jaw, R.H. Horng, Deposition and permeation properties of SiNX/parylene multilayers on polymeric substrates, Surface and Coatings Technology, 200 (2006) 5843‐5848. [58] M. Schaepkens, T.W. Kim, A. Gün Erlat, M. Yan, K.W. Flanagan, C.M. Heller, P.A. McConnelee, Ultrahigh barrier coating deposition on polycarbonate substrates, Journal of Vacuum Science &amp; Technology A, 22 (2004) 1716‐1722. [59] J.H.C. Chang, L. Yang, K. Dongyang, T. Yu‐Chong, Reliable packaging for parylene‐based flexible retinal implant  in Digest Tech. Papers Transducers‘13 Conference (2013), pp. 2612‐2615. [60] T. Bork, A. Hogg, M. Lempen, D. Muller, D. Joss, T. Bardyn, P. Buchler, H. Keppner, S. Braun, Y. Tardy, J. Burger, Development and in‐vitro characterization of an implantable flow sensing transducer for hydrocephalus, Biomedical microdevices, 12 (2010), pp. 607‐618. [61] D. Magni, C. Deschenaux, C. Hollenstein, A. Creatore, P. Fayet, Oxygen diluted hexamethyldisiloxane plasmas investigated by means of in situ infrared absorption spectroscopy and mass spectrometry, Journal of Physics D: Applied Physics, 34 (2001), pp. 87‐94. [62] H. Keppner, M. Benkhaira, Method for producing a plastic membrane device and the thus obtained device, Patent WO2006063955, (2006), pp. 1‐25. [63] B.U. Duncan, J.; Roberts S., in, Review of Measurement and Modelling of Permeation and Diffusion in Polymers, NPL REPORT DEPC MPR 012, 2005, pp. 68. [64] V. Ravindrachary, H.R. Sreepad, A. Chandrashekara, C. Ranganathaiah, S. Gopal, Thermally induced microstructural changes in undoped and doped 

112    7  References 

polyacrylonitrile: A positron‐annihilation study, Physical Review B, 46 (1992) pp. 11471‐11478. [65] R.M. Barrer, Diffusion in and through solids, Univ. Press, Cambridge, 1941. [66] M. Lomax, Permeation of gases and vapours through polymer films and thin sheet, Barking, 1980. [67] A.J.c. Malkin, Experimental methods of polymer physics (measurement of mechanical properties, viscosity, and diffusion), Prentice‐Hall, Englewood Cliffs, N.J. , (1983). [68] J. Charmet, J. Bitterli, O. Sereda, M. Liley, P. Renaud, H. Keppner, Optimizing Parylene C Adhesion for MEMS Processes: Potassium Hydroxide Wet Etching, J Microelectromech S, PP (2013) pp. 1‐10. [69] G. Gorrasi, M. Tortora, V. Vittoria, E. Pollet, B. Lepoittevin, M. Alexandre, P. Dubois, Vapor barrier properties of polycaprolactone montmorillonite nanocomposites: effect of clay dispersion, Polymer, 44 (2003) 2271‐2279. [70] A.S. Michaels, J.A. Barrie, W.R. Vieth, Solution of Gases in Polyethylene Terephthalate, J Appl Phys, 34 (1963) 1‐&. [71] K. Kessler, in, O2‐ und H2O‐Permeation durch SiOx beschichtete PET‐Folien, 1994, pp. 117 S. [72] A.G. Erlat, R.J. Spontak, R.P. Clarke, T.C. Robinson, P.D. Haaland, Y. Tropsha, N.G. Harvey, E.A. Vogler, SiOx gas barrier coatings on polymer substrates: Morphology and gas transport considerations, J Phys Chem B, 103 (1999), pp. 6047‐6055. [73] A.S.D. Sobrinho, G. Czeremuszkin, M. Latreche, G. Dennler, M.R. Wertheimer, A study of defects in ultra‐thin transparent coatings on polymers, Surf Coat Tech, 116 (1999), pp. 1204‐1210. [74] A.S.D. Sobrinho, G. Czeremuszkin, M. Latreche, M.R. Wertheimer, Defect‐permeation correlation for ultrathin transparent barrier coatings on polymers, Journal of Vacuum Science & Technology a‐Vacuum Surfaces and Films, 18 (2000) 149‐157. [75] T.G. Cowling, D. Burnett, S. Chapman, The mathematical theory of non‐uniform gases an account of the kinetic theory of viscosity, thermal conduction and diffusion in gases, 3rd ed., Cambridge University Press, Cambridge, 1990. [76] V. Michalis, A. Kalarakis, E. Skouras, V. Burganos, Rarefaction effects on gas viscosity in the Knudsen transition regime, Microfluid Nanofluid, 9 (2010) 847‐853. [77] P. Grathwohl, Diffusion in natural porous media contaminant transport, sorption/desorption and dissolution kinetics, Kluwer Academic Publishers, Boston etc., 1998. [78] J.L. Vázquez, The porous medium equation; Mathematical theory, Clarendon Press, Oxford, 2007. 

7  References    113 

 

[79] A.S. da Silva Sobrinho, G. Czeremuszkin, M. Latrèche, G. Dennler, M.R. Wertheimer, A study of defects in ultra‐thin transparent coatings on polymers, Surface and Coatings Technology, 116–119 (1999) 1204‐1210. [80] J. van Brakel, P.M. Heertjes, Analysis of diffusion in macroporous media in terms of a porosity, a tortuosity and a constrictivity factor, International Journal of Heat and Mass Transfer, 17 (1974) 1093‐1103. [81] W.G. Perkins, D.R. Begeal, Diffusion and Permeation of He,Ne,Ar,Kr and D2 through Silicon Oxide Thin Films, J Chem Phys, 54 (1971) 1683‐&. [82] W.A. Rogers, R.S. Buritz, D. Alpert, Diffusion Coefficient, Solubility, and Permeability for Helium in Glass, J Appl Phys, 25 (1954) 868‐875. [83] W.H. Zachariasen, THE ATOMIC ARRANGEMENT IN GLASS, J Am Chem Soc, 54 (1932) pp. 3841‐3851. [84] F. de los Santos, G. Franzese, Relations between the diffusion anomaly and cooperative rearranging regions in a hydrophobically nanoconfined water monolayer, Phys Rev E, 85 (2012) 010602. [85] J. Greener, K.C. Ng, K.M. Vaeth, T.M. Smith, Moisture permeability through multilayered barrier films as applied to flexible OLED display, J Appl Polym Sci, 106 (2007) 3534‐3542. [86] Y.G. Tropsha, N.G. Harvey, Activated rate theory treatment of oxygen and water transport through silicon oxide poly(ethylene terephthalate) composite barrier structures, J Phys Chem B, 101 (1997) 2259‐2266. [87] M. Stevens, S. Tuomela, D. Mayer, Water Vapor Permeation Testing of Ultra‐Barriers: Limitations of Current Methods and Advancements Resulting in Increased Sensitivity, Society of Vacuum Coaters, 48th Annual Technical Conference Proceedings, (2005) p. 189. [88] M.O. Reese, A.A. Dameron, M.D. Kempe, Quantitative calcium resistivity based method for accurate and scalable water vapor transmission rate measurement, Rev Sci Instrum, 82 (2011). [89] G. Nisato, P.C.P. Bouten, P.J. Slikkerveer, W.D. Bennett, G.L. Graff, N. Rutherford, L. Wiese, in:  Proc. Int. Display Workshop / Asia Display, Nagoya, Japan, (2001), pp. 1435‐1438. [90] R. Paetzold, A. Winnacker, D. Henseler, V. Cesari, K. Heuser, Permeation rate measurements by electrical analysis of calcium corrosion, Rev Sci Instrum, 74 (2003) 5147‐5150. [91] O. Kahle, M. Bauer, The Ca‐test revisited, in: Michel B. and Lang K.‐D. (ed), Smart Systems Integration and Reliability, Goldenbogen, Dresden, (2010). [92] L. Sansonnens, J. Bondkowski, S. Mousel, J.P.M. Schmitt, V. Cassagne, Development of a numerical simulation tool to study uniformity of large area PECVD film processing, Thin Solid Films, 427 (2003) 21‐26. 

114    7  References 

[93] V. Mohammadi, W.B. de Boer, L.K. Nanver, An analytical kinetic model for chemical‐vapor deposition of pureB layers from diborane, J Appl Phys, 112 (2012). [94] S. Daniels, D.C. Cameron, Examination of thin film uniformity at the bottom of a hole structure using a 3D sputter simulation package, J Phys Iii, 6 (1996) 1213‐1218. [95] C.T. Wang, S.C. Yen, Theoretical‐Analysis of Film Uniformity in Spinning Processes, Chem Eng Sci, 50 (1995) 989‐999. [96] J.H. Wang, J.D. Shao, K. Yi, Z.X. Fan, Layer uniformity of glancing angle deposition, Vacuum, 78 (2005) 107‐111. [97] MIL‐STD‐883H, Department of Defense, Test Method Standard Microcircuits, Method No. 1014.13, Seal (26 February 2010). [98] E. Gluckauf, F.A. Paneth, The Helium Content of Atmospheric Air, Proceedings of the Royal Society of London. Series A. Mathematical and Physical Sciences, 185 (1946) 89‐98. [99] L.K. Massey, Permeability Properties of Plastics and Elastomers: A Guide to Packaging and Barrier Materials, 2nd ed., Plastics Design Library / William Andrew Pub., Norwich, NY, USA, (2003). [100] S. Sahli, S. Rebiai, P. Raynaud, Y. Segui, A. Zenasni, S. Mouissat, Deposition of SiO2‐Like Films by HMDSN/O2 Plasmas at Low Pressure in a MMP‐DECR Reactor, Plasmas Polym, 7 (2002), pp. 327‐340. [101] R.I. Hickson, S.I. Barry, G.N. Mercer, Critical times in multilayer diffusion. Part 1: Exact solutions, International Journal of Heat and Mass Transfer, 52 (2009), pp. 5776‐5783. [102] H. Greenhouse, Hermeticity of electronics packages, Noyes Publishing, Park Ridge, (1999). [103] J. Marfaing, R. Rivoira, Optical absorption and plasma resonance in very thin films of calcium, Physical Review B, 15 (1977) 745‐749.   

   

8  List of publications    115 

 

8 Listofpublications 

 

Papers 

 

8.1 Ultra‐thinlayerpackagingforimplantableelectronicdevices 

8.2 Protectivemultilayerpackagingforlong‐termimplantablemedicaldevices

 

 

Patents 

 

8.3 UltrathinMultilayerPackaging 

8.4 PlasmaEnhancedPolymerUltrathinMultilayerPackaging 

8.5 PackagingwithActiveProtectionLayer 

8.6 ThreeDimensionalPackagingforMedicalImplants 

 

   

116    8  List of publications 

 

 

 

   

8  List of publications    117 

 

 

 

Paper I 

 

Ultra‐thin layer packaging for implantable electronic devices 

DOI:10.1088/0960‐1317/23/7/075001 

 

A. Hogg, T. Aellen, S. Uhl, B. Graf, H. Keppner, Y. Tardy and J. Burger,  

J. Micromech. Microeng., 23, (2013), 075001, pp. 1‐12. 

 

Copyright IOP Publishing (2014) 

Reproduced with permission of the publisher. 

 

   

118    8  List of publications 

 

   

Ultra-thin layer packaging for implantable electronic devices

This article has been downloaded from IOPscience. Please scroll down to see the full text article.

2013 J. Micromech. Microeng. 23 075001

(http://iopscience.iop.org/0960-1317/23/7/075001)

Download details:

IP Address: 157.26.65.15

The article was downloaded on 21/05/2013 at 15:41

Please note that terms and conditions apply.

View the table of contents for this issue, or go to the journal homepage for more

Home Search Collections Journals About Contact us My IOPscience

IOP PUBLISHING JOURNAL OF MICROMECHANICS AND MICROENGINEERING

J. Micromech. Microeng. 23 (2013) 075001 (12pp) doi:10.1088/0960-1317/23/7/075001

Ultra-thin layer packaging forimplantable electronic devicesA Hogg1,2, T Aellen2, S Uhl2, B Graf2, H Keppner2, Y Tardy3

and J Burger3,4

1 Graduate School for Cellular and Biomedical Sciences, University of Bern, Switzerland2 Haute Ecole Arc Ingenierie (HES-SO), La Chaux-de-Fonds, Switzerland3 Medos International Sarl, Le Locle, Switzerland4 ARTORG Center for Biomedical Engineering Research, University of Bern, Bern, Switzerland

E-mail: andreas.hogg@he-arc.ch

Received 13 December 2012, in final form 19 April 2013Published 21 May 2013Online at stacks.iop.org/JMM/23/075001

AbstractState of the art packaging for long-term implantable electronic devices generally uses reliablemetal and glass housings; however, these are limited in the miniaturization potential and costreduction. This paper focuses on the development of biocompatible hermetic thin-filmpackaging based on poly-para-xylylene (Parylene-C) and silicon oxide (SiOx) multilayers forsmart implantable microelectromechanical systems (MEMS) devices. For the fabrication, acombined Parylene/SiOx single-chamber deposition system was developed. Topologicalaspects of multilayers were characterized by atomic force microscopy and scanning electronmicroscopy. Material compositions and layer interfaces were analyzed by Fourier transforminfrared spectrometry and x-ray photoelectron spectroscopy. To evaluate the multilayercorrosion protection, water vapor permeation was investigated using a calcium mirror test. Thecalcium mirror test shows very low water permeation rates of 2 × 10−3 g m−2 day−1 (23 ◦C,45% RH) for a 4.7 μm multilayer, which is equivalent to a 1.9 mm pure Parylene-C coating.According to the packaging standard MIL-STD-883, the helium gas tightness was investigated.These helium permeation measurements predict that a multilayer of 10 μm achieves thehermeticity acceptance criterion required for long-term implantable medical devices.

(Some figures may appear in colour only in the online journal)

1. Introduction

Packaging which is compatible with miniaturization is a keytechnology for future smart implantable medical devices thatare significantly smaller than existing devices and enablesless invasive surgical interventions. Standard metal or glasshousings increase the implant size and are expensive. Thin-film packaging has the advantage of allowing for reliableand cost-efficient packaging processes of wafer-level batchmanufacturing.

The packaging has to provide a mechanically andchemically stable barrier for two reasons: to protect the bodytissue from potentially toxic material such as the implantelectronics, and to protect the implant itself from moistureand reactive ion penetration. Furthermore, any foreign bodyresponse to the packaging/tissue interface represents a risk

for the patient after implantation. For this reason, thebiocompatibility of the material has to be ensured accordingto ISO 10993 [1].

In the case of active medical implants, the packagingpermits the communication with the implanted device bymeans of antennas which connect the telemetric interfaceto an external reading unit. In radio frequency (RF) passivetelemetry, inductive coupling systems are used to provide theimplant with energy and in return, to transmit digital data fromthe implant [2].

Biocompatible encapsulation of implantable medicaldevices can be achieved with packaging materials that includepolymers, glasses, metals, and ceramics.

For metallic packaging, biocompatible titanium cans orplates that are laser welded to a supporting base plate areoften used. Electromagnetic signals can be transmitted to the

0960-1317/13/075001+12$33.00 1 © 2013 IOP Publishing Ltd Printed in the UK & the USA

J. Micromech. Microeng. 23 (2013) 075001 A Hogg et al

implant by active telemetry, using limited carrier frequencieslocated in the kHz range. This enables communication byRF telemetry antennas placed within the hermetically sealedmetallic enclosure. Faster communication is achieved bycarrier frequency in the MHz range using passive telemetry.Hermetic feedthroughs, providing conductive leads to anantenna outside the metallic enclosure, are therefore integrated[3]. Furthermore, these ceramic or glass feedthroughs are alsoused for implantable electrodes in pacemakers, defibrillators[4, 5], multichannel neuromuscular stimulators [6], andcochlear implants [7].

Compared to metallic packing, biocompatible glasses(e.g. borosilicate glass) have the advantage of being transparentto RF and optical communication. In contrast, glasses aretypically two orders of magnitude more permeable to moisturethan metals. However, even a glass packaging with a thicknessin the micrometer range can provide a long-term hermetic sealfor months or years [8].

Ginggen et al have shown that a durable long-term glasspackaging solution is competitive and resistant to human fluidsfor an implantable pressure sensor that monitors intracranialpressure [9].

For the most part, packaging made of biocompatible glassrequires low-temperature hermetic bonding between the glassenclosure and the substrate of the implant. This is essential inorder to avoid damage to the implant electronics. Hermeticglass packaging of implantable electronic devices can beachieved, for example, by soldering a borosilicate glass capto a borosilicate base plate with a low temperature brazingprocess of around 185 ◦C. However, the metallic brazing ring,used to encapsulate the implant, modifies the inductivity of theimplant antenna by mutual inductive coupling. It represents ashort-circuited metallic conductor which absorbs a part of theRF energy and thus reduces communication distances betweenthe biomedical implant and an external control unit [10].

Polymer encapsulation generally depends on chainstiffness, molecular orientation, free volume, cohesive energydensity, moisture sensitivity, temperature and the crystallinityof the materials used [11].

Bulk polymer encapsulation of the electronics withinimplantable devices has the advantage of being fullytransparent to RF communication. It has been used in remoteadjustable gastric band systems [12, 13]. However, comparedto metal, glass and ceramic packaging, polymer encapsulationprovides a diffusion barrier with limited hermetic properties[14, 15]. They have water vapor permeation rates that areseveral orders of magnitude higher compared to metal- orglass housings [8] and therefore cannot be used for long-termimplantable electronic devices.

The polymer poly-para-xylylene, also known as Parylene,has been widely used as a polymeric thin-film encapsulationmaterial for biomedical applications (e.g. stents and implantedneural prostheses [6]).

Parylene is deposited in a one-step process using adownstream low pressure chemical vapor deposition (LPCVD)process known as the Gorham process [16]. The depositionof Parylene is highly conformal and produces films that areconsidered to be pinhole-free (from a thickness of about 50 nm

on Si wafers). Due to its excellent step-coverage and lack ofstress, Parylene is an ideal candidate for the fabrication ofperfectly smooth surfaces [17].

Combining biocompatibility with excellent mechanicaland chemical properties, Parylene is a material of choice forpackaging applications. Furthermore, due to its high thermalstability (melting point at 290 ◦C), Parylene coated devices canbe sterilized (up to 135 ◦C) using conventional techniques priorto operation. However, Parylene has a low mechanical scratchresistance. Furthermore, looking at its molecular structure, thereduced density favors permeation and swelling effects whenexposed to liquids and a loss of tightness cannot be excludedby principle.

Compared to organic Parylene thin films, inorganic thinfilms made of ceramics have a higher molecular packagedensity and tightness but tend to create cracks and pinholes.The latter drawbacks are associated with internal stress due tothe deposition processes.

It has been shown that the hermeticity of flexible electro-optical devices like organic light emitting diodes (OLED)on polymer-based substrates can be significantly enhancedby inorganic moisture barrier coatings with thicknesses inthe range of 25–200 nm. The deposition of inorganic barrierlayers (e.g. SiNx or SiOx) by plasma-enhanced chemical vapordeposition (PECVD) on such substrates can decrease the entirepermeation by several orders of magnitude to an asymptoticminimum [18].

Chiang et al have characterized the degradation of a thinfilm of silicon nitride (SiNX) deposited onto a polycarbonate(PC) substrate after cyclic bending. These investigationsshowed that the barrier performance of the structure wassignificantly improved by depositing a smoothing Parylenethin film on the top of the SiNx layer. The degradation measuredby means of oxygen permeation after a cyclic bending testfor a Parylene/SiNx/PC structure was improved by morethan one order of magnitude as compared to the SiNx/PCstructure [19].

Based on these considerations this paper will focus onan increased hermetic thin-film packaging for biomedicalimplants by the development of multi-stacks composed ofParylene layers in combination with tight inorganic layers [20].The typical morphology is schematically sketched in figure 1.This concept favors the desired properties of each individuallayer, while reducing their disadvantages.

In order to reduce the macroscopic stress of the multilayerand to optimize its adhesion to the surface of the biomedicalimplant, the thicknesses of the organic and inorganic layershave to be matched: thick Parylene layers help to releasestress, but reduce the total molecular density of the stack fora given total thickness and number of stacks. Thick high-density, inorganic layers increase the total barrier hermeticity.However, they also increase the total stress, and reduce theconformity and adhesion behavior of the multilayer on thesurface of the biomedical implant, shown in figure 2.

The working principle of organic–inorganic multilayers,especially Parylene-SiOx multilayers, is based on a percolativepath for molecules penetrating the protecting barrier coating.The effective diffusion path-length in the Parylene layer

2

J. Micromech. Microeng. 23 (2013) 075001 A Hogg et al

Figure 1. Illustration of a conformal multilayer stack deposited onan electronic circuit. The multilayer is composed of four Parylenelayers (red) combined with three high-density SiOx layers (yellow).Parylene layers are pinhole-free, highly conformal, but lacking inmolecular density. The high-density SiOx layers in the stack have alow permeability. However, they tend to create pinholes. Thecombination of both in a stack has the potential to overcome thedrawbacks of both layers.

Figure 2. Illustration of a multilayer structure composed ofinorganic layer d which tend to increase the total stress σ of thestack. The thick organic layers D can release this stress by arelaxation zone RZ. The circles of the figure correspond topolymeric unit cells.

between adjacent pinholes in the ceramic layer is therebystrongly increased. As soon as a permeate overcomes the firstParylene layer, its further permeation is strongly reduced toovercome the subsequent inorganic layer having an increaseddensity, expect an adjacent pinhole is present. The pinholemight be caused by stress or micro- and nanoscale structuraldistortions of the inorganic layer. If the pinhole distribution inthe inorganic layers of the multilayer is random, the risk ofpinhole alignment across the inorganic layers is statisticallyvery low. Thus, the repetition of many stacks increases theeffective diffusion path for molecules through the multilayerand drastically reduces the probability of molecular transport.Based on this percolative path principle, alternate organic–inorganic multilayers have the potential to come close to thevision of ideal barriers for next generation biomedical implantpackaging.

2. Materials and methods

2.1. Fabrication of multilayers

For hermetic packaging composed of high-density stackpartners in addition to conventional Parylene, a process mustbe chosen that allows for a maximum of conformity for thedeposition of these layers, as depicted in figure 1. Exclusivelyplasma-enhanced processes have the potential to deposituniform layers at reduced temperatures which are compatibleto Parylene layers.

For that purpose, a standard LPCVD reactor has beenmodified for PECVD deposition of layers different fromParylene as shown in figure 3. Further advantages of theprocess used are ambient temperature deposition, formationof a uniform coating, and a better controllability of the processparameters. To improve the reproducibility of depositedmultilayers and monitor process parameters, a LabVIEWsoftware was developed to control and monitor the gas flowand to display and store important process parameters (e.g.deposition time, reactor temperature and plasma intensity).

Parylene deposition is achieved by the conventionalGorham process. A detailed process description is givenin the literature [16]. During Parylene deposition, theprecursor vapor pressure inside the deposition chamber istypically 7 × 10−2 mbar and the substrate temperatureis kept at room temperature. For multilayer stacks theprecursor dichloro[2.2]paracyclophane dimer, also known asParylene-C, was used (Galxyl C, Galentis Srl). The precursorwas vaporized at a temperature of around 130 ◦C. The latterwas varied during deposition to keep a constant chamberpressure. A Parylene layer of 1 μm thickness was deposited in12 min.

Before the deposition of a first Parylene layer formultilayer stacks, a pre-cleaning of the substrate wasperformed by applying an argon plasma at 50 W for 1 min(5 sccm Ar flow rate). These process parameters were selectedto obtain conformal and pinhole-free Parylene layers [21, 22].

To enhance the overall tightness of the barrier coating,the inorganic material SiOx was chosen as an interlayer dueto its high molecular density at low deposition temperatures[23, 24]. SiOx thin-film layers were deposited by PECVD usingorganosilicon monomer precursors like hexamethyldisiloxane(HMDSO) [25]. For the PECVD of inorganic thin films, anadditional plasma generator was used. A capacitively coupledhigh-frequency plasma at 13.56 MHz is utilized to exciteor dissociate the entering process gas created by organicand inorganic precursors. The process gases are injected intothe deposition chamber through automated valves which arealternatively opened or closed. For the in situ plasma process,a controlled plasma is formed adjacent to the substrates byRF energy applied to the sample holder via the connected RFgenerator The plasma dissociate the entering process gasesinto ions and radicals that will be deposited onto the substratesurface.

The oxygen content of the SiOx layer can be adjustedby variation of the HMDSO/O2 ratio. The HMSDO/O2 ratioallows a smooth adjustment of the barrier layer property frompurely inorganic, ceramic properties with a maximum density

3

J. Micromech. Microeng. 23 (2013) 075001 A Hogg et al

Figure 3. Schematic of the multilayer deposition system: the Parylene monomer flow through the reactor chamber or the bypass (blue) andthe HMDSO monomer flow for SiOx deposition (red) are shown.

at x = 2 (pure SiO2 composition) to layers having morepolymer-like properties due to the presence of organic groupsand therefore reduced density for x <2 [26, 27]. The advantageof a purely ceramic property of SiO2 is its hermeticity due tothe high density. However, ceramic layers increase internalstress in the multilayer which might create cracks withinthe deposited layer and thus reducing hermeticity. The goalof the PECVD process optimization for SiOx deposition isto find the right balance between density/hermeticity andstiffness/internal stress of the SiOx multilayer.

In our experiments, the SiOx barrier layers were depositedat a residual gas pressure of 3 × 10−2 mbar and a plasma RFpower of 50 W. Using a HMDSO/O2 ratio of 4:3 (8 sccmO2 and 6 sccm HDMSO flow rates), the plasma depositionwas started as soon as the total chamber pressure has beenstabilized at 14 × 10−2 mbar. A layer of 240 nm thicknesswas deposited in 5 min.

As Parylene tends to adhere poorly to materials withsmooth or non-porous surfaces, an argon plasma at 50 W for35 s (5 sccm flow rate) was used to activate the surface of SiOx

prior to the deposition of a subsequent Parylene layer.

2.2. Gas diffusion setup

Usually, the hermeticity of thin-film protection layers ischaracterized by the permeation rates of oxygen and watervapor across the barrier layer according to the ASTMF1249 standard. However, most commercial systems are time-consuming and not sensitive enough to measure the very lowpermeation rates of high performance encapsulating thin filmsand multilayers [28].

Therefore, a novel test method has been developed,based on the characterization of multilayers deposited on self-supporting polyvinylchloride (PVC) membranes. The coated

membranes are introduced in a vacuum system with adjustablegas pressure on one side of the membrane. A well-definedpartial pressure of gas (e.g. He, Ne, Ar, O2) is maintained inthe test volume using an injection valve and a bypass pump asdepicted in figure 4.

To guarantee homogeneous substrate permeation ofhelium, a pre-stamped PVC membrane of 75 μm waschosen (Nitto 224, Permapack). The PVC material wasselected due to the high gas permeation coefficient and thereproducible diffusion flux. The permeability of the membranewas quantified by use of a mass spectrometer on the other sideof the membrane. For He permeation, a background noise ofthe test setup of 1 × 10−11 mbar was measured.

The pressure control of the permeation test system permitsnot only static but also dynamic pressure loads. By measuringthe hysteresis of the permeation rate as a function of partialinert gas pressure applied to the membrane (pressure load),potential defects induced in the membrane can be identified.

Figure 5 shows a measurement where the He load pressurehas been varied between 0, 50, 100, 200 and 400 mbar ona PVC membrane coated with five 1 μm thick Parylene-Clayers and four 240 nm thick SiOx interlayers. No hysteresisof the He-permeation of the membrane could be observeduntil a pressure load of 100 mbar, which indicates that upto this pressure the mechanical integrity of the membraneis not affected. Therefore, a pressure of 25 mbar has beenapplied to all multilayers and thin films for He-gas permeationmeasurements to avoid inelastic membrane deformation.

3. Experimental results

3.1. Atomic force microscopy

In order to investigate the surface roughness of the Parylene-and multilayer thin-film structure and to visualize potential

4

J. Micromech. Microeng. 23 (2013) 075001 A Hogg et al

Figure 4. Schematic of the setup to measure the gas permeation through self-supporting membranes. The multilayer, which is depositedonto a highly permeable test membrane (red), is introduced into the test chamber using an O-ring support.

Figure 5. He permeation cycling of a multilayer composed of a PVC membrane coated with five 1 μm thick Parylene-C layers and four240 nm thick SiOx interlayers. The He pressure that has been applied to one side of the multilayer is indicated inside the graph. The He partialpressure measured on the other side of the multilayer with a mass spectrometer shows no hysteretic behavior for pressures below 100 mbar.

holes and cracks, atomic force microscopy (AFM) wasperformed.

For this purpose, a single 1 μm thick Parylene-C layer anda multilayer composed of four 1 μm thick Parylene-C layersand three 250 nm thick SiOx interlayers were deposited on apolished silicon wafer.

The AFM analysis was performed by a 3100 dimensionmicroscope (Digital Instruments, Santa Barbara, CA) usingsilicon tips with a spring constant of 5 N m−1 and a tip radius<10 nm (Tap 150-AL-G from Budget Sensors, USA). Thetapping mode at a resonance frequency of 150 kHz was used.The AFM measurements were performed over a scan area of10 × 10 μm. Before measurements, the samples were purgedwith nitrogen.

For the single Parylene-C layer, a 6 nm RRMS (roughness,root mean square) was measured. The multilayer showedenhanced feature sizes due to the accumulated roughnessof each deposition step, which increased the RRMS to32 nm. The plasma cleaning/surface activation and stressformation by SiOx interlayer deposition were supposed toplay an important role for the increased roughness. Dueto multiple measurements, the observed area is assumed tobe representative for the entire barrier coating. No defects(>0.25 μm) could be visualized within the observed surface.

3.2. Scanning electron microscopy

Material homogeneity, interfaces and microstructural filmthickness characterization were investigated by a dual beamstation (Zeiss NVision 40 CrossBeam) with a focused ionbeam (FIB) and a high-resolution field emission scanningelectron microscope (SEM). A gallium ion beam was usedto mill a rectangular hole into the deposited multilayer. Thesidewalls of the milled area were analyzed using scanningelectron microscopy to obtain a cross-section of the layer.

Figure 6 shows the multilayer cross-section using the dual-beam technology. The layer thicknesses of around 1 μm forParylene and 240 nm for SiOx could be verified. The grayscale comparison in the FIB/SEM cross-section was used toreveal the SiOx layer embedded in Parylene. The thickness ofthe interfaces is found to be in good correlation with the XPSdeep etching measurements (section 3.4). Moreover, figure 6exhibits the high uniformity of the deposited SiOx layer.

By extraction of the upper interface curvature usingimage analysis tools, a root mean square roughness (RRMS)of 29 nm was measured and illustrated in figure 7. ThisRRMS corresponds well to AFM measurements of anothersection of the same multilayer surface. Hence, it is assumedthat the RRMS is representative for the whole sample. Theroughness was calculated using a software application suppliedby the microscope manufacturer (Leica).

5

J. Micromech. Microeng. 23 (2013) 075001 A Hogg et al

Figure 6. SEM image of the conformal multilayer structure composed of four 1 μm Parylene-C layers and three 240 nm SiOx interlayers.Only the upper multilayer structure is shown.

Figure 7. Image analysis by extracting upper SiOx/Parylene interface using Leica microscope software. The analysis shows RRMS of 29 nmcorresponding to ISO 4287.

3.3. Fourier transform infrared spectrometry

In order to analyze the qualitative chemical composition ofdeposited single and multilayer structures, Fourier transforminfrared spectroscopy (FTIR) was used. This vibrationalspectroscopy can be applied to reveal the presence of specificfunctional groups. Chemical characterization of layers onpotassium bromide (KBr) disks was performed by FTIR witha Scimitar FTS 2000 spectrometer equipped with a DTGSdetector in transmission mode. The spectra were acquired from4000 cm−1 to 400 cm−1 with a resolution of 4 cm−1 and arepetition of 100 scans.

Figure 8 shows FTIR spectra of SiOx layers of 50 nm,200 nm and 250 nm, a self-supporting Parylene-C membraneof 1 μm and a SiOx (250 nm) coated Parylene layer (1 μm).For better visibility, the spectra are shifted in absorbance.

Despite lower absorbance peak intensities due to a thinnerlayer, the spectrum for the 50 nm thick layer exhibits thesame characteristics as the spectra of the 250 nm thick layer.The three typical peaks for SiO2 formation are visible at1050 cm−1, 800 cm−1 and a third around 440 cm−1 which areattributed to a high oxygen concentration of the deposited layer[26]. These peaks are associated with Si-O-Si asymmetricalstretching, rocking and bending vibration modes, respectively.Nevertheless, incorporation of silanol groups could be detectedby the broad band around 3200–3600 cm−1 assigned to Si-OHstretching. For the 250 nm layer, the peak at 880 cm−1 indicatesan additional silanol inclusion by Si-OH bending vibrations[29]. With respect to an incorporation of carbon components,minor peaks around 2930–2850 cm−1 and 1270 cm−1, formed

by CHx and Si-CH3 stretching band vibrations, were detected.These groups are integrated into the layer due to partialHMDSO dissociation, along with reactions of formed Sidangling bonds with ionized molecules (e.g. OH, CHx,hydrogen radicals or other oligomers). The appearance ofthe Si-OH, CH and Si-CH3 peaks are related to the lowoxygen/HMDSO partial pressure ratio [26, 30] in order toreduce the stress formations of deposited SiOx layers. Thepeaks around 2330 cm−1 are attributed to CO2 air absorptionand are not relevant.

The violet curve in figure 8 shows a typical FTIR spectrumof Parylene-C film based on the standard Gorham process[31]. The spectrum was measured with a self-supportingParylene membrane. For this reason, typical artifacts due toFabry–Perot interferences were measured. IR bands at 3019—2860 cm−1 are assigned to aromatic and aliphatic carbon–hydrogen band stretching vibrations. Peaks at 1608, 1558,1493 and 1402 cm−1 are formed by top-distributed benzenering stretching modes (C-C). The peak at 688 cm−1 shows thetypical C-Cl bond of Parylene-C.

The FTIR spectrum from a Parylene-C/SiOx/Parylene-Cmultilayer (2.25 μm) is depicted by the black curve in figure 8.The peaks show that the characteristics of the individual 1 μmsingle Parylene-C and the 250 nm SiOx layers are ideallysuperimposed for the multilayer coating. This result indicatesthat the different deposition processes in a single chamber areunaffected by each other for the bulk material and attests theintegrity of each individual layer. The FTIR analysis confirmsan oxygen content of about 70% in the multilayer SiOx thinfilms [26].

6

J. Micromech. Microeng. 23 (2013) 075001 A Hogg et al

Figure 8. FTIR transmission specta of SiOx (50, 200 and 250 nm), Parylene-C thin film of 1 μm as well as a multilayer composed of twolayers of Parylene (1 μm) with an intermediate SiOx thin film (250 nm). All thin films were deposited on a KBr substrate except for the 1 μmParylene-C thin film which was a self-supporting membrane. The base of the vertical axis was shifted arbitrarily for better comparison.

3.4. X-ray photoelectron spectroscopy

X-ray photoelectron spectroscopy (XPS) technique wasused for quantitative chemical composition analysis ofthe multilayer structure and its interfaces. The spectrawere acquired with a Kratos Analytical Axis HSispectrometer, equipped with a quasi-monochromatic Al-Kax-ray (1486.6 eV) source, operated at 15 kV and 10 mA.The x-ray penetration depth was less than 10 nm and theelectron acquisition angle was fixed at 0◦. The spectra arerecorded in the 0–1500 eV kinetic energy range with anenergy resolution dE of about 0.68 eV on insulators. Electricalcharging compensation of insulating areas was performed by aconstant flux of low-energy electrons onto the sample. For theXPS interface analysis, an etching was performed by an argonion beam sputtering. The ion beam etching was characterizedby a filament emission current of 10 mA at a pressure of5 × 10−8 mbar and calibrated by a constant discharge currentof 250 nA onto a metallic reference sample. An averagesputtering rate of 1 nm per etch step was measured by confocalchromatic microscopy in phase-shifting interferometry mode.

For the experiment, a Parylene-C layer of 1 μm wasdeposited on a polished silicon wafer and coated with a SiOx

layer of 30 and 70 nm thickness.Atomic concentrations of the elements are obtained by

the integrated peak areas of the XPS spectra after a Shirleybackground subtraction. The contents of silicon (2p), oxygen(1 s) and carbon (1 s) of the 70 nm SiOx coating were analyzedrelated to the etching depth (figure 9(a)). The measurementshows a constant concentration of silicon, oxygen, and carbonof the SiOx layer. The discrepancy of the initial values can beattributed to atmospheric contamination of the surface. Thelarge presence of oxygen and silicon elements in the layerapproaching 58% and 38%, respectively, compared to thelow content of carbon (4%), is in agreement with the FTIRmeasurements and literature [30, 32]. Investigation regarding

chemical bonds of deposited 70 nm SiOx layers could beachieved due to binding energy shifts of core levels. The C-Cbinding at 285 eV was taken as reference for the analysis. Thetetragonal binding configuration of the silicon was analyzedand depicted in figure 9(b). The deconvolution by peak fitting(70:30 ratio of the Gauss-Lorentz function) into chemicalstates of the Si 2p peak was in agreement with the literature[32, 33]. The presence of quartz Si(-O-)4, assigned to the peakposition at 104.3 eV, is the most abundant fraction at 69%.The other chemical states of Si(-O-)3(-C-) and Si(-O-)2(-C-)2,with peaks centered at 102.7 and 101.7 eV, respectively, havea concentration of 27% and 4% [32].

A similar analysis was performed for a 30 nm SiOx coatingon top of a 1 μm Parylene film (figure 10(a)). After the firstetching steps until 8 nm, a constant concentration of oxygen(59%), silicon (38%), and carbon (2%) was associated withthe homogeneous SiOx bulk material. The concentrations areclose to the ones obtained for the 70 nm SiOx layer, showingthat the material composition is reproducible and does notdepend on the layer thickness. This was also confirmed bythe measurement of a non-depicted 300 nm SiOx coating.The start of the interface region from the homogeneous SiOx

material to the Parylene-C material was observed after 8 nmdue to the decrease of the oxygen and silicon concentrationsand the increase of carbon and chlorine concentrations. Thefact that the interface for the 30 nm SiOx sample appearsalready after 8 nm can be attributed to deposition parameterswhich influence the layer roughness and subsequently, thedepth information of the XPS measurement. The XPS analysisrevealed a Parylene/SiOx interface with a total thickness ofabout 20 nm. This is in agreement with the SEM cross-sectioninvestigations (figure 6). Pure Parylene-C material was formedafter the 20 nm interface where the chlorine and carbon ratioremains constant at 1:8 [34]. The residual silicon and oxygenelements at 35 nm can be explained due to preferential etchingof Parylene and material redeposition induced by the XPS

7

J. Micromech. Microeng. 23 (2013) 075001 A Hogg et al

(a) (b)

Figure 9. The XPS deep etching analysis shows chemical concentrations of carbon, oxygen and silicon in a 70 nm SiOx coating on top of aParylene-C layer (a) and silicon chemical bonds analysis due to binding energy shifts of core levels (b).

(a) (b)

Figure 10. The XPS deep etching analysis shows chemical concentrations of carbon, oxygen, silicon and chlorine of a 30 nm SiOx coatingon top of a Parylene-C layer (a) and the chlorine analysis, showing the spin-orbital splitting (b).

deep etching process. Moreover, no structural defects in theSiOx layers could be observed due to the lack of chlorineatoms at the first 8 nm. The chlorine configuration of depositedParylene-C was analyzed after an etching depth of 30 nm. Thedeconvolution of the Cl 2p peak into chemical states is depictedin figure 10(b) and shows the spin-orbital splitting into theCl p3/2 peak at 200.4 eV and the Cl p1/2 peak at 202.0 eVwhich is in good agreement with other XPS investigations ofParylene-C [34, 35].

3.5. He-gas permeation

In all permeation measurements of single Parylene layers andalternating Parlyene-C/SiOx multilayers, a He-gas pressure of25 mbar was used where it was shown that no defects havebeen induced by the load gas pressure applied to the layers.

In order to convert the partial helium pressure measuredby the mass spectrometer into a He leak rate, a calibratedhelium leak with a constant flow rate of 5 × 10−8 mbar∗l

swas connected to the mass spectrometer and a corresponding

partial He pressure of 1.89 × 10−10 mbar has been measured.The constant He-background noise measured by the massspectrometer was 1 × 10−11 mbar.

The helium permeation of Parylene single layers andSiOx/Parylene-C multilayers, measured by this gas diffusiontest, are illustrated in figure 11. Each multilayer is composedof alternating Parylene layers of about 1 μm and inorganicSiOx layers of about 240 nm thickness (see also figure 6). Ncorresponds to the number of inorganic layers of the stack.Multilayer composed of N = 1, 2 and 4 SiOx interlayers areshown by the red curve. The blue and black curves illustratethe permeated He gas through single Parylene-C and SiOx

membranes respectively, measured by the mass spectrometer.Multilayers show a significantly enhanced He-gas

tightness compared to a single Parylene-C layer with the samethickness. The helium gas permeability of a multilayer stackcomposed of four inorganic layers (N = 4) with an overallthickness of 6 μm is equivalent to a single Parylene layer witha thickness of 24 μm.

8

J. Micromech. Microeng. 23 (2013) 075001 A Hogg et al

Figure 11. He-permeation results of SiOx and Parylene thin films compared to multilayers composed of up to 5 Parylene (1 μm) and 4 SiOx

layers (240 nm). The multilayer of 6 μm thickness shows the same hermeticity for He-gas as a 24 μm Parylene thin film. A multilayer of10 μm thickness would be able to fulfil the MIL-STD-883 standard acceptance criterion of the equivalent air leak rate L = 1 ×10−6 atm cm2 s−1.

3.6. Water vapor permeation

For encapsulation of biomedical implants and thereforecorrosion protection, stringent requirements for the barriermaterial are demanded. A known indicator of the barriertightness is the measurement of the water vapor transmissionrate (WVTR) and the oxygen transmission rate (OTR)due to their corrosive behavior. The most sensitive testfor WVTR, the so-called MOCON test, is based on apulse-modulated infrared detection combined with absolutecoulometry (modified ASTM F1249) and is limited to aWVTR of 5 × 10−4 g m−2 day−1 [36]. Furthermore, usingthe MOCON test, measurements close to the detection limitare time consuming and take more than 1 week. To quantifylower WVTR for tight barrier coatings (e.g. for devices suchas flexible organic light emitting diodes or thin-film solarcells [37, 38]) the calcium mirror test is preferred [39, 40].A comparison between the two test methods is given in theliterature [18].

Using the Ca test, effective transmission rates down to10−6 g m−2 day−1 can be detected [28]. Thus, the calciumis degraded to transparent calcium hydroxide by oxygenand water permeation, allowing for the visualization of localdefects in the barrier coating. However, it was proven that waterpermeation is mainly responsible for calcium degradation(more than 95%) at 38 ◦C and 90% RH [41, 42]. Furthermore,it was shown that calcium totally hydrolyzes at ambientatmosphere and room temperature to form calcium hydroxideCa(OH)2 [42]. The transparent calcium products do not appearto act as a significant passivation and retarding layer [43].

To quantify the WVTR of tight multilayer barrierstructures that are presented in this paper, the calcium testmethod was applied. The set of chemical reactions involvedis represented in equations (1)–(3). The oxygen reaction (4)does not influence the measurement of the WVTR within theexperimental test conditions of 23 ◦C and 45% RH.

Water reaction

Ca + 2H20 → Ca(OH)2 + H2 (1)

composed of

Ca + H20 → CaO + H2 (2)

CaO + H20 → Ca(OH)2 (3)

Oxygen reaction

2Ca + O2 → 2CaO (4)

The multilayers and the Parylene thin films were depositedonto a 200 nm thick calcium layer (Ca, 99%, granular, Sigma-Aldrich) which was deposited onto transparent glass substratesusing a thermal evaporation system (Univex 300, Leybold).The thickness was verified using an in situ oscillating quartzcrystal sensor (XTC, Inficon). After deposition, the testsamples were exposed to controlled ambient atmosphere atroom temperature (23 ◦C and 45% RH).

4. Discussion

Using the calcium mirror test, the WVTR through a multilayerbarrier coating composed of four 1 μm thick Parylene-C layersand three 240 nm thick SiOx interlayers was compared toa standard Parylene-C coating of comparable thickness of4.7 μm. The calcium degradation was investigated by theformation of transparent calcium hydroxide due to atmosphericmoisture penetration through the barrier layer shown infigure 12(a). The total optical transmission of three calciumtest samples was analyzed by granulometry after 336 h ofexposure to the ambient atmosphere at room temperature(23 ◦C and 45% RH). The observed calcium oxide/hydroxidetransformation of 10.92% shown in figure 12(b) allows forthe calculation of the amount of converted calcium by H2Opermeation. The stoichiometric relationship of equation (1)

9

J. Micromech. Microeng. 23 (2013) 075001 A Hogg et al

(a) (b)

Figure 12. (a) Calcium mirror test of a multilayer structure composed of four 1 μm thick Parylene-C layers and three 270 nm thick SiOx

interlayers after 336 h of exposure to ambient atmosphere conditions. (b) Image analysis of corroded calcium using two color images. Thedegraded, non-metallic calcium appears black against pure metallic calcium in white.

leads to a calcium/water equivalent of 2 which is used tocalculate the WVTR using the following formula:

WVTR =mCa · n · M[H2O]

M[Ca]

A · t(5)

where mCa is the amount of converted calcium, n = 2 is thestoichiometric coefficient of the reaction (1), M[H2O] andM[Ca] are the molar masses of water (18 g mol−1) and calcium(40.1 g mol−1), A is the total exposed surface to water vaporand t is the exposure time.

Using equation (5), a WVTR (23 ◦C, 45% RH) of2 × 10−3 g m−2 day−1 for a 4.7 μm thick multilayerbarrier and a total exposed test surface of 4 cm2 could bedetermined. The high barrier performance is consistent withthe literature where for example a WVTR (25 ◦C, 98% RH)of 1 × 10−2 g m−2 day−1 was achieved by a three times SiOx-like/SiOxCyHz barrier [30].

In case of the multilayer, a corrosion pattern of highlylocalized circles rather than lines or scratches could beobserved on the Ca surface. This can be explained by thepermeation of water through micro- and nanoscopic defects(pinholes and cracks) as opposed to a homogeneous, isotropicbulk permeation. These types of defects are well known, andare created by the nature of SiOx plasma deposition processes[30].

The WVTR of a standard Parylene-C film, normalizedwith respect to film thickness, is 83 g ·μm m−2 day−1 [44].Considering that the WVTR permeability is proportional to thelayer thickness and that the deposited thin films are homoge-neous, a Parylene-C thin film of about 1.9 mm thickness wouldprovide an equivalent 1 × 10−2 g ·μm m−2 day−1 WVTR, asthe developed multilayer barrier.

The US Military Standard MIL-STD-883 describes anon-destructive fine leak test that is routinely used in themanufacturing of implantable biomedical devices to verifythe hermeticity of laser welds at the encapsulation ofmicroelectronic and semiconductor components [45].

According to this standard, the device which has to betested is placed in a gas-tight chamber. In the case of the‘fixed’ test method, this chamber is pressurized with a tracergas under well-specified conditions (e.g. He gas at a pressurepE of 5 bar during t1 of 2 h) so that the gas can penetrate intothe device due to leaks of the seal.

After the so-called bombing pressure exposure time t1, thepressure is relieved and the device is transferred to a vacuumchamber where the tracer gas is extracted during a defineddwell time t2, and the leak rate R1 is measured by means of

a leak detector. Under these conditions, the MIL-STD-883specifies reject limits for the obtained leak rate R1.

Using the standard for the ‘flexible’ test method, the valuesfor t1 and t2 can be chosen so that the measured leak rate R1 isgreater than the detection limit of the leak detector used.

The standard specifies an equivalent air leak rate L as anacceptance criterion that depends on the device package cavityvolume V.

Based on the measured leak rate R1, the equivalentstandard air leak rate L can be calculated using the followingformula:

R1 = L × PE

PA×

√MA

M×

⎛⎜⎝1−e

−(

L×t1V×PA

×√

MAM

)⎞⎟⎠

× e−

(L×t2

V×PA×

√MAM

)(6)

R1 = The measured leak rate in atm cc s−1 HeL = The equivalent standard leak rate in atm cc/s airPE = The pressure of exposure in atmospheres absolutePA = The atmospheric pressure in atmospheres absoluteMA = The molecular weight of air in gramsM = The molecular weight of tracer gas (He) in gramst1 = The time of exposure to PE in secondst2 = The dwell time in secondsV = The internal device package volume in cubic

centimetersIn the gas diffusion setup described above, the volume V

as used in MIL-STD-883 corresponds to the spherical volumeV = 0.45 cm2 that is surrounded by the multilayer membranewith a surface area A = 2.83 cm2.

In this setup, the multilayer is exposed to a constant Hepressure of Pv = 25 mbar on one side of the multilayer and thevacuum of the mass spectrometer on the opposite side of themultilayer.

These conditions correspond to the ‘flexible’ test methodof MIL-STD-883 with an infinite bombing pressure exposuretime t1 = ∞ after which the exposure pressure is identical tothe pressure inside the internal volume V of the device packagecavity (pv = pE ).

The test condition of a constant He pressure pv in the gasdiffusion setup corresponds to a measurement of the leak rateafter a dwell time t2 = 0 s.

For an internal cavity volume V > 0.4 cm3, the MIL-STD-883 specifies a maximal equivalent air leak rate L =1 × 10−6 atm cm2 s−1.

10

J. Micromech. Microeng. 23 (2013) 075001 A Hogg et al

As shown in figure 11, a multilayer on the 75 μm PVCsubstrate—composed of eight 1 μm thick Parylene layers andseven 240 nm thick SiOx layers, thus having a total thicknessof about 10 μm—passes the acceptance criteria of the MIL-STD-883.

5. Conclusions

The challenge of developing and analyzing the potential ofthin-film-based packaging for smart implants is addressed inthis paper. Thin-film packaging is able to coat all features of adevice with a minimum increase in overall volume.

The thin-film approach is based on the application ofstacked multilayers whereby one layer consists of a polymerand the other of an inorganic compound. The stack is depositedby a novel developed in situ deposition process, wherebyperiodic switching from CVD to PECVD in one chambercould be carried out without removing the sample betweenthe processing steps.

As a first thin-film material the polymer Parylene-Cwas chosen because of its well-known conformal growthproperties. However, as for all polymers, tightness at molecularlevel cannot be assumed a priori. As a second layer, SiOx

was chosen due to its particularly high tightness at molecularlevel. SiOx, as for most of the inorganic layers, is much denser.However, high internal stress leads to cracks and pinholes. Theoverall concept of our approach favors the desired propertiesof each individual layer, while reducing their disadvantages.

It was shown that the IR fingerprint of the Parylene andSiOx layers in the stack is the superimposition of the spectrafrom each individual layer. Finer-scale studies using XPSshowed that there is nevertheless a 20 nm gradual transitionzone between the layers that could be observed until the finalcomposition becomes uniform.

Continuous stacking of layers enhances the roughness ofthe overall multilayer. Based on the layer uniformity, it can beconcluded that the observed roughness will not lead to failureof the package due to local deficiency of thickness.

To characterize the final tightness of the packaging,multilayers on He-transparent substrates were tested accordingto the MIL-STD-883 standard: here a 6 μm thick multilayershowed the same tightness as a single 25 μm thick Parylenefilm. For comparison, a 10 μm thick multilayer would alreadybe able to fulfill the acceptance criterion for long-term medicalimplants.

As is well known, the liquid transport mechanismsin polymers containing ions are physically very differentfrom the transport mechanisms of inert gases, such ashelium. Effects due to swelling, capillarity and electro-osmotic pressure also have to be tested (to date, no standardexists for medical devices). In our experiments, the calciummirror test gave an insight into this aspect: for a multilayercomposed of four Parylene-C layers (1 μm) and three SiOx

(240 nm) layers, a very low water vapor permeation rate of2 × 10−3 g m−2 day−1 at 23 ◦C and 45% RH was observed.This low permeation rate is comparable to a pure Parylene-Clayer of 1.9 mm thickness. The calcium test method shows

the effectiveness of multilayers as a water vapor barrier whichexceeds favorably its helium gas tightness.

In summary, a single-chamber process for stackedmultilayers was developed which allows for the depositionof thin-film barrier coatings for medical implants that havethe potential for long-term protection of the devices againstmoisture permeation.

Acknowledgments

This research was supported by the Swiss innovationpromotion agency (grant 10836.1 PFLS-LS). The authorswould like to thank Sebastien Brun for the XPS analysis,Joanna Bitterli for SEM and AFM measurements, and TonyJournot for his support in the calcium mirror test analysis.

References

[1] International Organisation for Standardization, ISO 10993Series of standards Biological Evaluation of MedicalDevices

[2] Graichen F, Arnold R, Rohlmann A and Bergmann G 2007IEEE Trans. Biomed. Eng. 54 253–61

[3] Buchler P, Simon A, Burger J, Ginggen A, Crivelli R,Tardy Y, Luechinger R and Olsen S 2007 IEEE Trans.Biomed. Eng. 54 726–33

[4] Forde M and Ridgely P 2006 Implantable Cardiac PacemakersMedical Devices and Systems (The Biomedical EngineeringHandbook) 3rd edn ed J D Bronzino (Boca Raton, FL: CRCPress, Taylor and Francis Group)

[5] Duffin E G 2006 Implantable defibrillators Medical Devicesand Systems (The Biomedical Engineering Handbook)3rd edn, ed J D Bronzino (Boca Raton, FL: CRC Press,Taylor and Francis Group)

[6] Hassler C, von Metzen R P, Ruther P and Stieglitz T 2010J. Biomed. Mater. Res. Part B: Appl. Biomater. B 93 266–74

[7] McDermott H 1989 IEEE Trans. Biomed. Eng. 36 789–97[8] Striny K M 1988 Assembly Techniques and Packaging of VLSI

Devices 2nd edn, ed S M Sze (New York: McGraw-Hill)VLSI Technology

[9] Ginggen A, Tardy Y, Crivelli R, Bork T and Renaud P 2008IEEE Trans. Biomed. Eng. 55 1374–81

[10] Bork T et al 2010 Biomed. Microdevices 12 607–18[11] Briston J H and Katan L L 1983 Plastics Films 2nd edn (New

York: Longman Scientific & Technical/The Plastics andRubber Institute)

[12] Weiner R A, Korenkov M, Matzig E, Weiner S, Karcz W Kand Junginger T 2007 Obes. Surg. 17 717–21

[13] Miyake H, Ohta T, Kajimoto Y and Matsukawa M 1997Neurosurgery 40 931–5

[14] Jiang G and Zhou D D 2010 Technology advances andchallenges in hermetic packaging for implantable medicaldevices Implantable Neural Prostheses 2, Techniques andEngineering Approaches 1st edn, ed D D Zhou andE Greenbaum (New York NY: Springer Science+BusinessMedia) pp 27–61

[15] Donaldson P E K 1976 IEEE Trans. Biomed. Eng.BME-23 281–5

[16] Gorham W F 1966 J. Polym. Sci. A-1 4 3027–39[17] Charmet J et al 2010 Thin Solid Films 518 5061–5[18] Wolf R, Wandel K and Boeffel C 2007 Plasma Process.

Polym. 4 185–9[19] Chiang C C, Wuu D S, Lin H B, Chen Y P, Chen T N,

Lin Y C, Wu C C, Chen W C, Jaw T H and Horng R H2006 Surf. Coat. Technol. 200 5843–8

11

J. Micromech. Microeng. 23 (2013) 075001 A Hogg et al

[20] Hogg A, Keppner H, Burger J and Aellen T 2011 PatentWO/2011/018709 1–12

[21] Loeb W E 1971 SPE J. 27 46–51[22] Zhang X et al 1993 Proc. SPIE Submicrometer Metallization:

Challenges, Opportunities, and Limitations 1805 30–41[23] da Silva Sobrinho A S, Czeremuszkin G, Latreche M,

Dennler G and Wertheimer M R 1999 Surf. Coat. Technol.116–119 1204–10

[24] Erlat A G, Spontak R J, Clarke R P, Robinson T C,Haaland P D, Tropsha Y, Harvey N G and Vogler E A 1999J. Phys. Chem. B 103 6047–55

[25] Choi J-K, Kim D H, Lee J and Yoo J-B 2000 Surf. Coat.Technol. 131 136–40

[26] Sahli S, Rebiai S, Raynaud P, Segui Y, Zenasni Aand Mouissat S 2002 Plasmas Polym. 7 327–40

[27] Erlat A G, Wang B C, Spontak R J, Tropsha Y, Mar K D,Montgomery D B and Vogler E A 2000 J. Mater. Res.15 704–17

[28] Nisato G, Kuilder M, Bouten P C P, Moro L, Philips Oand Rutherford N 2003 SID Symp. Digest of TechnicalPapers 34 550–3

[29] Dominguez C, Rodriguez J A, Riera M, Llobera A and Diaz B2003 J. Appl. Phys. 93 5125–30

[30] Coclite A M, Ozaydin-Ince G, Palumbo F, Milella Aand Gleason K K 2010 Plasma Process. Polym. 7 561–70

[31] Licari J J 2003 Coating materials for electronic applicationspolymers, processes, reliability, testing (Norwich, NY:Noyes/William Andrew) pp 163–4

[32] Gruniger A, Bieder A, Sonnenfeld A, von Rohr P R,Muller U and Hauert R 2006 Surf. Coat. Technol.200 4564–71

[33] Alexander M R, Short R D, Jones F R, Michaeli Wand Blomfield C J 1999 Appl. Surf. Sci. 137 179–83

[34] Santucci V, Maury F and Senocq F 2010 Thin Solid Films518 1675–81

[35] Senkevich J J, Yang G R and Lu T M 2003 Colloids Surf. A216 167–73

[36] Stevens M, Tuomela S and Mayer D 2005 Water vaporpermeation testing of ultra-barriers: limitations of currentmethods and advancements resulting in increasedsensitivity, society of vacuum coaters 48th AnnualTechnical Conf. Proc. p 189

[37] Hack M, Forrest S R, Thompson M, Jackson T, Praino Rand Huffman D 2003 United States Air Force ResearchLaboratory, DARPA, Report number 20031202080 pp 6–10

[38] Dennler G, Lungenschmied C, Neugebauer H, Sariciftci N S,Latreche M, Czeremuszkin G and Wertheimer M R 2006Thin Solid Films 511–512 349–53

[39] Nisato G, Bouten P C P, Slikkerveer P J, Bennett W D,Graff G L, Rutherford N and Wiese L Proc. Int. DisplayWorkshop/Asia Display, Nagoya, Japan, 2001 pp 1435–8

[40] Lewis J S and Weaver M S 2004 IEEE J. Sel. Top. Quantum10 45–57

[41] Paetzold R, Winnacker A, Henseler D, Cesari V and Heuser K2003 Rev. Sci. Instrum. 74 5147–50

[42] Cros S, Firon M, Lenfant S, Trouslard P and Beck L 2006Nucl. Instrum. Methods B 251 257–60

[43] Nisato G and Bouten P C P 2002 IST Public ReportIST-2001–34215 pp 1–19

[44] Massey L K 2003 Permeability Properties of Plastics andElastomers: A Guide to Packaging and Barrier Materials2nd edn (Norwich, NY, USA: Plastics DesignLibrary/William Andrew) p 132

[45] MIL-STD-883H Department of Defense, Test MethodStandard Microcircuits, Method No. 1014.13, Seal (26February 2010)

12

8  List of publications    119 

 

 

 

Paper II 

 

Protective multilayer packaging for long‐term implantable medical devices, 

DOI: 10.1016/j.surfcoat.2014.02.070 

 

Andreas Hogg, Stefanie Uhl, François Feuvrier, Yann Girardet, Benjamin Graf,     

Thierry Aellen, Herbert Keppner, Yanik Tardy, and Jürgen Burger,  

Surf. Coat. Tech., in press, corrected proof, (2014), pp. 1‐6. 

 

Copyright Elsevier (2014) 

Reproduced with permission of the publisher. 

   

131

120    8  List of publications 

 

   

Surface & Coatings Technology xxx (2014) xxx–xxx

SCT-19263; No of Pages 6

Contents lists available at ScienceDirect

Surface & Coatings Technology

j ourna l homepage: www.e lsev ie r .com/ locate /sur fcoat

Protective multilayer packaging for long-term implantablemedical devices

Andreas Hogg a,c,⁎, Stefanie Uhl c, François Feuvrier c, Yann Girardet c, Benjamin Graf c, Thierry Aellen c,Herbert Keppner c, Yanik Tardy b, Jürgen Burger b,d

a Graduate School for Cellular Biomedical Sciences, University of Bern, Switzerlandb Medos International Sàrl, Le Locle, Switzerlandc Haute Ecole Arc Ingénierie (HES-SO), La Chaux-de-Fonds, Switzerlandd ARTORG Center for Biomedical Engineering Research, University of Bern, Bern, Switzerland

⁎ Corresponding author at: Haute Ecole Arc IngénieriChaux-de-Fonds, Switzerland. Tel.: +41 32 930 25 35; fax

E-mail address: andreas.hogg@he-arc.ch (A. Hogg).

http://dx.doi.org/10.1016/j.surfcoat.2014.02.0700257-8972/© 2014 The Authors. Published by Elsevier B.V

Please cite this article as: A. Hogg, et al., Surf

a b s t r a c t

a r t i c l e i n f o

Available online xxxx

Keywords:Water permeationMultilayer coatingsBiomedical implantsParyleneSilicon oxideConformity

State of the art packaging for implantable devices usesmetal or glass housings that are reliable but limited from aminiaturisation viewpoint as well as cost-intensive. We suggest a hermetic and biocompatible thin film packag-ing based on alternating organic/inorganic coatings for further miniaturisation of smart implantable MEMS de-vices that can be applied for long-term implantation. The combination of high intrinsic molecular densitysilicon oxide (SiOx) and pinhole-free and stress releasing poly-para-xylylene (parylene-C) thin films creates anew composite material, which is optimal for hermetic and biocompatible packaging. A novel single-chamberthin film deposition process was developed for the fabrication of SiOx/parylene thin film multilayer structures,using a modified chemical vapour deposition (CVD) process. According to permeation and conformity aspects,the inorganic layer is the crucial layer of the coating. Permeationmeasurements the highly ceramic SiOx materialrevealed a low helium gas permeation and a non-critical cracking thickness up to 300 nm. Themorphology of themultilayer structure was analysed by scanning electronmicroscopy; an algorithm for defining ideal layer confor-mity was established and no local thickness deficiencies of deposited SiOx layers could be observed. To evaluatethe corrosion protection, an adapted calciummirror test based on water droplet permeation was developed, andthe water permeation of conventional parylene-C layers (4.5 μm)was compared to multilayer stacks composedof 3 SiOx interlayers (4.7 μm).In this paper, it could be shown that by tailoring the thickness ratio between the involved layers, the percolativepathway and thereby, the permeation for directwater exposure could be considerably reduced compared to con-ventional parylene-C single layers with the same thickness.

© 2014 The Authors. Published by Elsevier B.V. This is an open access article under the CC BY-NC-ND license(http://creativecommons.org/licenses/by-nc-nd/3.0/).

1. Introduction

Conventional biomedical long-term implants use metal and glasspackaging to protect the human body from potentially non-biocompatible materials and on the other side, to protect the devicefrom body fluids which can lead to its failure. For many biomedicalimplants, titanium is the material of choice due to its high biocom-patibility and its mechanical properties [1]. Cardiac pacemakers forexample, are usually packaged into welded titanium jackets. If im-plants have to communicate with an external reading unit, glass ma-terials like Pyrex or Borofloat are used because of their RFtransparency [2]. In addition, these materials have really low watervapour transmission rates (WVTRs). For metals and glasses, WVTRs

e, Eplatures-Grise 17, 2300 La-: +41 32 930 29 30.

. This is an open access article under

. Coat. Technol. (2014), http:/

of around 1 × 10−10 and 1 × 10−6 g mm m−2 day−1 respectively,were measured compared to polymeric materials which are in therange between 10 and 1 × 10−3 g mm m−2 day−1 [3]. Conventionalencapsulation methods using metal and glass jackets generate largeunused cavities between the enclosed MEMS device and the housingwalls as shown in Fig. 1a. This condition limits the miniaturisationpotential of the conventional encapsulation methods. In order to re-duce these unused cavities, a conformal multilayer barrier structurein the μm-range as shown in Fig. 1b was developed. This barrier layeris able to coat the entire implant by a hermetic thin film [4].

In order to perform a conformal overgrowth on complex three-dimensional structures, plasma enhanced and standard chemical va-pour deposition (PECVD, CVD resp.) processes were chosen to guar-antee an uniform coating. For the creation of close-to-ideal tight thinfilm barriers, polymeric and ceramic materials were combined toform conformal multilayer barrier structures. The well-known poly-mer parylene-C was chosen due to its nearly stress-free deposition

the CC BY-NC-ND license (http://creativecommons.org/licenses/by-nc-nd/3.0/).

/dx.doi.org/10.1016/j.surfcoat.2014.02.070

Fig. 1. Illustration of a conventional package using surrounding glass ormetal jackets (a). Aconsiderable decrease in packaging volume can be achieved by the novel thin-film layerencapsulation method for biomedical devices (b).

Fig. 2. A stack of polymeric pin-hole-free layers which exhibits a high permeation at mo-lecular level combined with low-permeation but pin-hole affected layers leads to an in-creased effective percolative diffusion pathway.

2 A. Hogg et al. / Surface & Coatings Technology xxx (2014) xxx–xxx

property, pin-hole-free growth, excellent mechanical and chemicalproperties and high step-coverage [5]. However, the gap betweenthe polymeric chains of parylene-C still allows a certain diffusion ofatoms andmolecules through the layer. In order to reduce this disad-vantage, ceramic silicon oxide (SiOx) layers are incorporated into thebarrier film. Silicon oxide thin films are tight at the molecular level.However, they tend to increase internal stress formation of themultilayers which induces defect sites. If a silicon oxide layer isdeposited on top of an elastic parylene-C layer, this subjacent poly-meric material will act as a stress releasing layer. In addition, astack of polymer and ceramic layers has the potential of combiningthe advantages of both materials in that the percolative pathway ofpermeates is increased as shown in Fig. 2.

The tight ceramic layer will allow diffusion only through its pinholesand cracks. Hence, the percolative pathway is significantly elongatedcompared to a homogenous diffusion that permeates the layer in a di-rect way.

Please cite this article as: A. Hogg, et al., Surf. Coat. Technol. (2014), http:/

2. Experimental

2.1. Material fabrication

In order to fabricate a multilayer coating composed of parylene-Cand SiOx thin films, a combination of a low-pressure chemical vapourdeposition (LPCVD) reactor with a plasma enhanced chemical vapourdeposition (PECVD) process was developed. An automation processwas implemented, to guarantee the reproducibility as well as to controlthe key parameters of the different alternated depositions. Due to thehigh stability of process parameters by means of the automated deposi-tion process, important properties of the protective barrier stack such asa conformal and uniform coating at low deposition temperature(b50 °C) could be achieved.

The deposition of parylene C was made by the use of a modifiedparylene coater (Comelec SA). Based on a conventional Gorham pro-cess [6], the parylene-C precursor is vaporised at a temperature ofaround 130 °C, decomposed to a monomer in the pyrolysis chamberat 650 °C and polymerised on the sample, placed into the depositionchamber at a total pressure of around 7 × 10−2 mbar. These processparameters were selected to obtain highly conformal and pinhole-free parylene layers [7]. The precursor dichloro[2.2]paracyclophanedimer (Galxyl C, Galentis Srl) also known as parylene-C was used[8].

To reduce the permeation of parylene based barrier coatings, aninorganic material consisting of SiOx was chosen as the interlayerdue to its high molecular density at low deposition temperaturesand its reliable deposition technology [9,10]. The SiOx thin-filmlayers are obtained by the dissociation of a hexamethyldisiloxane(HMDSO) precursor and additional oxygen gas molecules using anin-situ capacitively-coupled high-frequency plasma at 13.56 MHz.The SiOx material, resulting from the binding of decomposed ionsand radicals onto the substrate surface, is strongly dependent onthe concentration of injected oxygen and HMDSO precursors intothe deposition chamber. Moreover, the material composition de-pends on the residual gas pressure and the substrate temperature.In particular, the oxygen content of the SiOx layer can be adjustedby variation of the O2/HMDSO ratio. The O2/HMDSO ratio allows asmooth adjustment of the barrier layer composition from purely in-organic, ceramic properties (SiO2) with a maximum density, tolayers having more polymer-like properties (SiOx). This can be ex-plained by the presence of organic groups mostly coming from theHMDSO precursor that are incorporated into the tetrahedral SiO2

structure creating a reduced material density (for x b 2). The advan-tage of a purely ceramic SiO2 composition is its hermeticity due to thehighmolecular density. However, these ceramic layers increase internalstress in the multilayer which might create cracks and pinholes withinthe deposited layer and thus, reduce hermeticity. The goal of thePECVD process optimization for SiOx deposition is to reach the right bal-ance between density/hermeticity and stiffness/internal stress of theSiOx multilayer [11]. In this study, the barrier permeability in functionof the layer thicknesses for a constant O2/HMDSO ratio of 10 was inves-tigated. This ratio showed in a prior investigation the optimal trade-offbetween stress formation and permeation to stack up the multilayerbarriers [4].

To combine the parylene-C and the SiOx layers in a multilayer, theprocess gases are injected into a single deposition chamber through au-tomated valves which are alternatively opened or closed. In this study,1 μm thick parylene-C layers were used, which correspond to a deposi-tion time of 12 min. For the SiOx barrier interlayers, the thicknesses ofthe deposited thin films were approximately 240 nm, obtained by a5 min deposition time, an O2/HMDSO flow rate that corresponds to atotal chamber pressure of 14 × 10−2 mbar (3 × 10−2 mbar residualgas pressure), and a RF plasma power of 50W. As a result, the chemicalstates present in the layer composition are dominated by the tetragonalbinding configuration (≈70%)which can be considered as close to ideal

/dx.doi.org/10.1016/j.surfcoat.2014.02.070

Fig. 3. Experimental set-up for the characterization of He-gas permeation containing a gassupply (He), vacuum pumps, pressure sensors, a mass-spectrometer with an electronmultiplier, and a sample holder.

3A. Hogg et al. / Surface & Coatings Technology xxx (2014) xxx–xxx

ceramic properties [4]. In order to increase the adhesion of parylene onthe substrate, an argon plasma was applied before the deposition(5 sccm Ar flow rate, 1 min, RF power 50 W). Moreover, as parylenetends to adhere poorly to materials with smooth or non-porous sur-faces, an argon plasma at 50 W for 35 s (5 sccm flow rate) was usedto activate the surface of the SiOx layers prior to the deposition of a sub-sequent parylene layer.

2.2. Characterisation

2.2.1. MorphologyFor the analysis of the qualitative layer thickness, the homogeneity,

and the micro-structural morphology, a dual beam station (ZeissNVision 40 CrossBeam) including a scanning electron microscope(SEM)with a combined focused ion beam (FIB) was used. A rectangularsection was ablated into the deposited multilayer by a Gallium FIB. Theside walls of the milled area were studied using the integrated SEM.

2.2.2. SiOx material compositionThe quantitative chemical composition analysis of SiOx layers was

performed by Fourier transform infrared spectroscopy (FTIR) with aScimilar FTS 2000 spectrometer equipped with a deuterated triglycinesulphate (DTGS) detector in transmission mode. Characterization oflayers was investigated on potassium bromide (KBr) discs. The spectrawere acquired from 4000 cm−1 to 400 cm−1 with a resolution of4 cm−1 and a repetition of 100 scans. Themeasurement of thematerialcompositionwas analysed by the detection of vibrationalmodes relatedto the presence of its specific functional groups.

2.2.3. Layer hermeticity measurement at helium gas exposureThe characterisation of the SiOx barrier hermeticity was investigated

by the use of a helium (He) leak test measurement [4]. The test methodis based on coated membranes composed of a deposited SiOx layer ontop of a self-supporting 75 μm polyvinylchloride (PVC) film carrier(Nitto 224, Permapack). The coated membranes were inserted into avacuum system and an adjustable helium gas pressure was applied onone side of the membrane. As soon as a He pressure gradient isestablished across the membrane, the partial pressure in the test cellis increasing and quantified by the use of amass spectrometer equippedwith an additional electron multiplier on the other side of the mem-brane as depicted in Fig. 3. A He background noise of the test setup of1 × 10−11 mbar was measured.

2.2.4. Layer hermeticity measurement at liquid exposureThe measurement of the liquid water permeation is one of the most

important indicators to characterise the barrier layer tightness com-pared to standard gas WVTR measurements [12]. By a direct liquid

Fig. 4. FIB cut-out (a) and cross-section SEM microg

Please cite this article as: A. Hogg, et al., Surf. Coat. Technol. (2014), http:/

contact of water, additional transport mechanisms such as capillarity,swelling and electro-osmotic pressure have to be taken into account.For this reason, an adapted calcium mirror test was applied in order toanalyse the liquid water transmission. The principle of this test methodis the high reactivity of calcium with water. If water will be in contactwith calcium, it reacts instantly and forms calciumhydroxide by the fol-lowing chemical equation:

Caþ 2H2O→Ca OHð Þ2 þ H2: ð1Þ

The water will degrade the metallic calcium into transparent calci-um hydroxide which can be analysed visually.

For this measurement, a 200 nm thick calcium layer was depositedonto a glass substrate carrier. Three calcium test sampleswere protectedby a multilayer (4.7 μm) composed of four 1 μm thick parylene-C layersand three 240nmthick SiOx interlayers. As reference, three calciummir-rors were coated with a pure 4.5 μm thick parylene-C layer.

Using these protected calciummirrors, 3 water droplets with a sodi-um chloride solution of 1 g/l, 9 g/l and 20 g/l and 1 droplet of purewaterwere placed on top of each sample as shown in Fig. 7a. The corrosionprogression of the test samples was recorded by a photo camera and apicture of the actual state was saved every 30 s. Due to evaporation ofthe liquid, the water droplets were renewed every two hours.

3. Results and discussion

3.1. Multilayer morphology

The focused ion beam ablation of a multilayer stack is shown inFig. 4a. The cross-section area was afterwards analysed by a scanningelectron microscope as depicted in Fig. 4b.

The investigation reveals conformal layer thicknesses of around1 μm for the parylene-C layers and 240 nm for the SiOx layers. The

raphs (b) of a parylene-C/SiOx multilayer stack.

/dx.doi.org/10.1016/j.surfcoat.2014.02.070

4 A. Hogg et al. / Surface & Coatings Technology xxx (2014) xxx–xxx

homogenous greyscale of the layer bulk is an indicator of an uniformmaterial composition.

3.2. SiOx layer composition

Homogeneity and chemical characteristics of SiOx material based onthe presented PECVD process with a O2/HMDSO flux ratio of 10 wereanalysed by FTIR spectroscopy.

Fig. 5 shows the three typical peaks at 1050 cm−1, 800 cm−1, and440 cm−1 which are assigned to Si\O\Si asymmetrical stretching,rocking and bending vibration modes, respectively. This characteristicis attributed to a high oxygen concentration during the deposition andcan be assigned to an oxygen content of about 70% in the multilayerSiOx thin film [13] close to pure SiO2 compounds. The non-pure ceramicmaterial is confirmed by the broad band at around 3200–3600 cm−1

assigned to Si\OH stretching attributed to silanol groups. The presenceof these chemical groups is interpreted as inherent partial HMDSO dis-sociation, alongwith reactions of formed Si dangling bondswith ionisedmolecules. The peaks at around 2330 cm−1 are attributed to CO2 air ab-sorption and are not relevant.

3.3. Helium hermeticity of SiOx layers

Optimization of the multilayer packaging strongly depends on theproperties of the much denser SiOx inorganic layer. Regarding thehermeticity, the SiOx is the material which has the higher density com-pared to polymers, but tends to create pinholes andmicroscopic defectsduring the PECVD due to the internal stress formation. The layer thick-ness can be increased until a critical cracking thickness (CCT) isachieved. From this thickness onward, the diffusion barrier is less effi-cient. Looking at the percolative pathway model in Fig. 2, the latter ef-fect leads to a reduction of the total percolation length. Moreover, theinternal stress increases the risk of failure due to mechanical impactsby handling or external liquid environments (e.g. immersion intowater). In terms of adhesion, the internal stress of the SiOx thin filmcan lead to the delamination of the barrier stack. Concerning the confor-mity, the SiOx inorganic layer is less conformal due to the directionalityof the PECVD process. Therefore, a deposition pressure has to be chosenin order to minimise the plasma sheath length that spaces out theionised atoms or molecules from the surface topology. Thus, for a con-formal layer formation, the right balance between the deposition pres-sure and an efficient ionic bombardment for higher film density has tobe found relative to the implantmorphology. On the other hand, the in-ternal stress of the inorganic layer is increased by the local geometricdevice complexity such as edges with negative slope or peak effects.

In order to have a possible adaptation of the inorganic layer depend-ing on applications, the helium permeation through membranes com-posed of a SiOx film on a PVC substrate as a function of its layerthickness was investigated as shown in Fig. 6.

400 900 1400 1900 2400 2900 3400 3900

Abs

orba

nce

[a.u

]

Wavelength [cm-1]

Si-O-Si

Fig. 5. Typical FTIR spectrum of SiOx layers obtained by PECVD using an O2/HMDSO flowrate of 10 with the three typical peaks at 1050 cm−1, 800 cm−1, and 440 cm−1. Thepeaks are associated to Si\O\Si asymmetrical stretching, rocking and bending vibrationmodes respectively.

Please cite this article as: A. Hogg, et al., Surf. Coat. Technol. (2014), http:/

TheHe-gas permeationwasmeasured using the set-up illustrated inFig. 3. For anO2/HMDSO ratio of 10, an on-going island growth at the be-ginning of the PECVD could be observed. After thefirst 10 nm, the nucle-ation phase ends in a continuous SiOx layer growth where the barrierhermeticity of the SiOx layer decreases continuously up to 300 nm.The decrease of helium permeation shows that the defect surface ofSiOx layer decreases as a function of its thickness. Thus, for a multilayerstack the total percolation pathway will be increased up to the CCT of300 nm.

3.4. Water permeation of multilayer barriers

Fig. 7b shows the degradation progress of parylene-C coated samplesafter 5 h,where the diameter of corroded calciumcorrelates to the dropletdiameter. After 8 h, an entire corrosion of the parylene-C coated test mir-rors could be observed, in contrast to the multilayer coated calcium mir-rors, whichwere still unaffected (Fig. 7c). In addition, no visible influenceof the sodium chloride concentration on water permeation could be ob-served. The water droplet test showed the lowwater permeation of mul-tilayer barriers compared to conventional parylene-C layers. Additionalwater vapour transmission tests revealed a WVTR for these 4.7 μm thickmultilayer stacks (3 SiOx interlayers) of 1 × 10−2 g μmm−2 day−1 com-pared to theWVTRof 83 g μmm−2 day−1 of conventional parylene-C sin-gle-layer barriers [4,14].

3.5. Multilayer conformity

In order to achieve an optimal hermeticity by multilayer packaging,the question of conformity of the tightness-crucial SiOx layer arises. It iswell known that parylene layers exhibit a close to perfect conformity. Asit was shown in Fig. 6, the SiOx permeation is related to its thickness.Therefore the total barrier hermeticity is strongly depending on theSiOx thickness. For this reason, an algorithm for defining ideal layer con-formity and detection of local thickness deficiencies in comparison tothe experimental results was developed.

In the schematic sketch shown in Fig. 8, the green curves representthe lower and upper boundaries of an arbitrary thin film cross-sectionthat is deposited over a curved (rough) substrate. At any point of thelower boundary of the thin film, the perpendicular is constructed andits endpoint at the thickness l is determined. The envelope (upperdashed red curve) represents the upper boundary of an ideal conformalpackaging layerwithout deficiency in thickness. For those points, wherethe calculated envelope is above the upper green line, the thin film hasdeficiencies in thickness; hence it is non-conformal.

Fig. 6. Helium permeation of SiOx films on PVC substrates carried out by the permeationtest set-up. For an O2/HMDSO flow ratio of 10, a continuous decrease of SiOx permeationrelated to its thickness could be observed.

/dx.doi.org/10.1016/j.surfcoat.2014.02.070

Fig. 7. Calciummirror test: a) three encapsulated samples by pure 4.5 μm thick parylene-C(left side) are compared to 4.7 μm thickmultilayer stack (3 SiOx interlayers)-packaged Camirrors (right side). b) After 5 h ofwater exposure, the parylene-C packaged layers exhibitcorrosion of the size of thewater droplet. c) After 8 h the parylene-C layers are completelycorroded, whereas the multilayer packaged layers were still unaffected.

5A. Hogg et al. / Surface & Coatings Technology xxx (2014) xxx–xxx

The coordinates u0 and g(uo) of the envelope of an ideal layer can becalculated from the coordinates x0 and f(xo) of the lower boundary of athin film as follows:

x→u and f xð Þ→g uð Þu0 ¼ x0 þ

l

�ffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffi1þ tan2 αð Þ

q ¼ x0−l

�ffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffi1þ f 0 x0ð Þ� �−2

q ð2Þ

Fig. 8. Schematic illustration of the algorithm application on a non-conformal layer (greencurves) for defining its ideal conformal layer (dashed red curve) for packaging purposes.The ideal conform curve with the distance l to the lower green curve can be achieved bya coordination transformation from f(x0) and x0 to g(u0) and u0 which allows for the cal-culation of the conformity deviation. (For interpretation of the references to colour in thisfigure legend, the reader is referred to the web version of this article.)

Please cite this article as: A. Hogg, et al., Surf. Coat. Technol. (2014), http:/

g u0ð Þ ¼ f x0ð Þ þ l � tan αð Þ�

ffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffi1þ tan2 αð Þ

q ¼ f x0ð Þ− l

f 0 x0ð Þ � ð�ffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffiffi1þ f 0 x0ð Þð Þ−2

q

ð3Þ

where l is conformal thickness of the thin film, α is the angle betweenthe normal n(xo) and the x-axis, and f′ (xo) is the derivative of f(xo).

Themorphology-analysis of the SiOx layers (showed in Fig. 4b) usingthe described algorithm, is represented by Fig. 9. Therefore, the lowerand upper interface curves were extracted from Fig. 4b by the use of agrey scale analysis with the ImageJ™ software tool. The illustrationshows the averaged and smoothed upper and lower borderlines(blue) of the 240 nm thin SiOx film between two parylene layers of0.92 μm and 1.10 μm thicknesses. These curves are considered to be ob-tained experimentally. The overlaid red curve was constructed by theuse of the conformity algorithm (l = 240 nm) applied on the lowerblue curve. Thus, the normal distance between the red and the lowerblue curve is constantly 240 nm. The constructed red curve was com-pared to the measured upper blue curve and it may be concluded thatthe SiOx layer grows conformally within the acquisition noise comingfrom the SEM and the image treatment (grey dashed zone). Hence,the layer can be considered to be conformal and therefore, will notlead to failure of the package due to a local deficiency of thickness.

In summary, it can be concluded that for a pre-set level surfacecurvature of limited slopes of 12°, conformal coating is adequatelyachieved by using a PECVD composed of HMDSO and oxygen at a pres-sure of 14 × 10−2 mbar and compares well with an ideal constant thick-ness coating.. However, if vertical slope featuresmust be packaged, specialcare has to be taken into account as shown in [15]. It is well known thatfor higher pressures in PECVD processes, more collisions of the radicalsin the discharge gap reduce the directionality of the deposition. Thus,the conformity will be improved by an increase of the total pressure.

4. Conclusion

In this paper, investigations of multilayered stacks for biomedicalpackaging were presented. These layers were deposited in a single-chamber process, combining CVD and PECVD technologies. Due to thehigh stability of process parameters by means of the automated deposi-tion system, a conformal and uniform coating at ambient temperaturefor smart medical implants could be achieved.

Fig. 9. Plot of the smoothed lower and upper border lines of the SiOx thin film of Fig. 4b(blue curves) including acquisition noise of the SEM and image treatment (grey dashedzone). The red curve was obtained by the algorithm applied on the lower curve. The redcurve is within the acquisition noise of the upper border of the SiOx thin film, hence thelayer can be considered as conformal. (For interpretation of the references to colour inthis figure legend, the reader is referred to the web version of this article.)

/dx.doi.org/10.1016/j.surfcoat.2014.02.070

6 A. Hogg et al. / Surface & Coatings Technology xxx (2014) xxx–xxx

In this study, it could be further shown that by variation of the SiOx

layer thickness, looking at its helium permeation, the barrier stack canbe customised depending on the application.

The application of multilayers on medical devices (rough surfaces,vertical features, negative slopes) must be carefully evaluated forthe different cases. It was shown that by using a total pressure of14 × 10−2 mbar (O2 + HMDSO), a highly conformal layer depositionover at least 12° inclined features could be achieved.

The permeation study was extended from the standard water va-pour transmission test [4] to direct water exposure. The adapted calci-um mirror test revealed that using parylene-C layers containing threeSiOx interlayers leads to a considerably lower liquid water permeationas compared to pure parylene layers having the same thicknesses.

The insight on the effects of percolative pathway-increase that wasgained on a three SiOx/parylene-study can be extended to a higher de-gree of stacking with the potential to further reduce permeation.

In summary, a highly hermetic and conformal packaging for medicaldevices was developed by the use of a novel single-chamber thin-filmdeposition process.

Conflict of interest

Wewish to confirm that there are no known conflicts of interest as-sociatedwith this publication and there has beenno significantfinancialsupport for this work that could have influenced its outcome.

Acknowledgements

This research was supported by the Swiss Innovation PromotionAgency (grant 10836.1 PFLS-LS).

Please cite this article as: A. Hogg, et al., Surf. Coat. Technol. (2014), http:/

References

[1] D.F. Williams, in: R. Kossowsky, N. Kossovsky (Eds.), Materials Sciences and ImplantOrthopedic Surgery, 116, Springer, Netherlands, 1986, pp. 107–115.

[2] T. Bork, A. Hogg, M. Lempen, D. Muller, D. Joss, T. Bardyn, P. Buchler, H. Keppner,S. Braun, Y. Tardy, J. Burger, Biomed. Microdevices 12 (2010) 607–618.

[3] K.M. Striny, in: S.M. Sze (Ed.), VLSI Technology, 2nd ed., McGraw-Hill, New York,1988, pp. 566–611.

[4] A. Hogg, T. Aellen, S. Uhl, B. Graf, H. Keppner, Y. Tardy, J. Burger, J. Micromech.Microeng. 23 (2013) 075001.

[5] J. Charmet, O. Banakh, E. Laux, B. Graf, F. Dias, A. Dunand, H. Keppner, G. Gorodyska,M. Textor, W. Noell, N.F. de Rooij, A. Neels, M. Dadras, A. Dommann, H. Knapp, C.Borter, M. Benkhaira, Thin Solid Films 518 (2010) 5061–5065.

[6] W.F. Gorham, J. Polym. Sci. A1 4 (1966) 3027–3039.[7] J.B. Fortin, T.-M. Lu, Chemical Vapor Deposition Polymerization theGrowth and Prop-

erties of Parylene Thin Films, Kluwer Academic Publishers, Boston, Massachusetts,2004.

[8] M. Szwarc, Discuss. Faraday Soc. 2 (1947) 46–49.[9] A.G. Erlat, R.J. Spontak, R.P. Clarke, T.C. Robinson, P.D. Haaland, Y. Tropsha, N.G.

Harvey, E.A. Vogler, J. Phys. Chem. B 103 (1999) 6047–6055.[10] A.S.D. Sobrinho, G. Czeremuszkin, M. Latreche, G. Dennler, M.R. Wertheimer, Surf.

Coat. Technol. 116 (1999) 1204–1210.[11] A.M. Coclite, F. De Luca, K.K. Gleason, J. Vac. Sci. Technol. A 30 (2012)

061502–061509 (061502).[12] G. Nisato, P.C.P. Bouten, P.J. Slikkerveer, W.D. Bennett, G.L. Graff, N. Rutherford, L.

Wiese, Proc. Int. DisplayWorkshop/Asia Display,Nagoya, Japan, 2001, pp. 1435–1438.[13] S. Sahli, S. Rebiai, P. Raynaud, Y. Segui, A. Zenasni, S. Mouissat, Plasmas Polym. 7

(2002) 327–340.[14] L.K. Massey, Permeability Properties of Plastics and Elastomers: A Guide to Packag-

ing and Barrier Materials, 2nd ed. Plastics Design Library/William Andrew Pub.,Norwich, NY, USA, 2003. 132.

[15] L.Q. Xia, M. Chang, in: R. Doering (Ed.), Handbook of Semiconductor ManufacturingTechnology, 2nd ed., CRC Taylor & Francis, Boca Raton, 2008.

/dx.doi.org/10.1016/j.surfcoat.2014.02.070

8  List of publications    121 

 

 

 

Patent I 

 

Ultrathin Multi‐Layer Packaging 

WO2011018709  (A8) 

 

Inventors: 

Andreas Hogg, Herbert Keppner, Juergen Burger, Thierry Aellen 

 

Also published as: 

EP2464421 (A2), US8313819 (B2), CA2770611 (A1), AU2010283553 (A1) 

 

 

   

139

8  List of publications    133 

 

 

   

8  List of publications    123 

 

 

 

Patent II 

 

Plasma Enhanced Polymer Ultra‐Thin Multi‐Layer Packaging 

WO2011018707 (A1) 

 

Inventors: 

Andreas Hogg, Herbert Keppner, Juergen Burger, Thierry Aellen 

 

Also published as: 

EP2464280 (A1), US8313811 (B2), CA2770610 (A1), AU2010283551 (A1) 

 

   

149

124    8  List of publications 

 

   

8  List of publications    125 

 

 

 

Patent III 

 

Packaging with Active Protection Layer 

WO2011018705 (A1) 

 

Inventors: 

Andreas Hogg, Herbert Keppner, Jerome Charmet, Juergen Burger, Thierry 

Aellen 

 

Also published as: 

EP2464281 (A1), US8361591 (B2), CA2770606 (A1), AU2010283549 (A1) 

 

 

   

159

126    8  List of publications 

 

   

8  List of publications    127 

 

 

 

Patent IV 

 

Three dimensional packaging for medical implants 

US2013330498 (A1) 

 

Inventors: 

Andreas Hogg, Yanik Tardy, Thierry Aellen, Herbert Keppner, Juergen Burger 

 

Also published as: 

EP2687256 (A1), JP2013255792 (A), CA2817328 (A1), AU2013206095 (A1) 

 

 

   

169

128    8  List of publications 

 

 

   

9  Appendix    129 

 

9 Appendix 

9.1 Uniformityalgorithm(MATLAB) 

 

187

130    9  Appendix 

9.2 Testleaksinspectioncertificates 

 

188 

9  Appendix    131 

 

 

189

132    9  Appendix 

9.3 Laminarflowfacilitycertificate 

190 

9  Appendix    133 

 

9.4 Otherpublicationsbytheauthor 

 

1. Development and in‐vitro characterization of an implantable flow 

sensing transducer for hydrocephalus 

Toralf Bork, Andreas Hogg, Markus Lempen, Daniel Müller, Damien Joss, 

Thibaut Bardyn, Philippe Büchler, Herbert Keppner, Stephan Braun, Yanik 

Tardy, Jürgen Burger, Biomedical microdevices, Volume 12, Issue 4, 

(2010), pp. 607‐618. 

 

2. In‐vitro characterization of an implantable thermal flow sensor for 

hydrocephalus 

J. Burger, T. Bork, A. Hogg, M. Lempen, D. Mueller, D. Joss, T. Bardyn, P. 

Buechler, H . Keppner, Y. Tardy, World Congress 2009 Medical Physics 

and Biomedical Engineering, IFMBE Proceedings, Volume 25, Issue 5, 

(2010), pp 265‐268. 

 

3. Multiphysics Finite Element Analysis of a CSF Flow Sensor 

T. Bardyn, J. Burger, T. Bork, A. Hogg, H. Keppner, P. Büchler, Proceedings 

of the 8th International Symposium on Computer Methods in 

Biomechanics and Biomedical Engineering, (2008), pp. 1‐6 

 

4. Implantable Thermal Flow Sensor for Neurosurgical Applications with 

Asymmetric Design for High Flow Ranges 

A. Hogg, M. Lempen, F. Page, F. Zumkehr, J. Burger, H. Keppner, P. 

Buechler, T. Bardyn, T. Bork, Y.Tardy, VDI Fortschritt‐Bericht, Biotechnik / 

Medizintechnik, VDE, Reihe 17, Nr. 267, (2007), pp 63‐64. 

   

191

134    9  Appendix 

 

 

   

10  Curriculum vitae    135 

 

10 Curriculumvitae 

Name:  Andreas Hogg 

Nationality:  Swiss 

 

Education and Qualifications: 

 

08 / 2009 – 08 / 2014  PhD Thesis: “Development and Characterisation of 

Ultrathin Layer Packaging for Implantable Medical 

Devices”, Institute for Surgical Technology & 

Biomechanics ISTB, University Bern, Switzerland and 

Institute of Applied Microtechnologies IMA, 

University of Applied Sciences He‐Arc, Neuchâtel, 

Switzerland 

 

08 / 2008 ‐ 02 / 2009  Master Thesis: “Hermetic packaging of implantable 

sensors”, Codman Neuro Sciences Sàrl, a Johnson & 

Johnson company, Le Locle, Switzerland 

 

03 / 2007 ‐ 07 / 2008  Master of Science in Biomedical Engineering, 

specialization in microsensors & actuators, University 

of Bern, Medical Faculty, Switzerland 

 

10 / 2006 ‐ 01 / 2007  Diploma Thesis: “Conception and realization of a 

power control system for surgical navigated milling”, 

MIMED, Technical University Munich, Germany 

 

 

193

136    10  Curriculum vitae 

10 / 2003 ‐ 07 / 2006  Diploma in Microtechnical Engineering, 

  University of Applied Sciences Bern, Switzerland  

 

09 / 2002 ‐ 06 / 2003  Professional Baccalaureate, Berufsmittelschule Visp, 

Switzerland 

 

09 / 1998 ‐ 07 / 2002  Apprenticeship as Electronic Technician, 

specialization in telecommunication and instrument 

technology, Swisscom AG, Brig, Switzerland  

 

Professional Experience 

 

01 / 2014 – present  Group leader Medical Technology at the Institute of 

Applied Microtechnologies IMA, University of 

Applied Sciences He‐Arc, Neuchâtel, Switzerland  

 

08 / 2009 – present  Development engineer at the Center of Smart 

Implantable Systems (CSIS), Codman Neuro Sciences 

Sàrl, a Johnson & Johnson company,  Le Locle, 

Switzerland 

 

12 / 2011 – 12 / 2013  Project leader at the Institute of Applied 

Microtechnologies IMA, University of Applied 

Sciences He‐Arc, Neuchâtel, Switzerland 

 

08 / 2009 – 11 / 2011  Research assistant at the Institute of Applied 

Microtechnologies IMA, University of Applied 

Sciences He‐Arc, Neuchâtel, Switzerland 

194 

10  Curriculum vitae    137 

 

03 / 2009 – 07 / 2009  Development engineer (R&D center) in the 

framework of a CTI project at Codman Neuro 

Sciences Sàrl, a Johnson & Johnson company,  

  Le Locle, Switzerland 

   

02 / 2007 ‐ 02 / 2009  Research assistant at the University of Applied 

Sciences Bern, Department of Micro Technology and 

Medical Technology. Biel, Switzerland 

   

07 / 2005 ‐ 09 / 2005  Internship at the Technical University Munich, 

Department of Micro Technology and Medical Device 

Technology MIMED, Germany 

   

06 / 2000 ‐ 10 / 2001  Internship at Swisscom Broadcasting and   3Vision 

Light systems GmbH, Switzerland 

 

 

Language skills 

 

German  Native language 

English  Fluent in speaking and writing 

French  Fluent in speaking and writing 

   

195

138    10  Curriculum vitae 

 

 

   

11  Declaration of Originality    139 

 

11 DeclarationofOriginality 

 

 

197

ISBN 978-2-940387-14-4 (printed)

ISBN 978-2-940387-15-1 (online)