Выращивание плёнки GeSi и CaF2 на кремниевых подложках

1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

1.1 Пластическая релаксация напряжений несоответствия

1.1.1 Прорастающие дислокации и дислокации несоответствия

1.1.2 Критическая толщина введения дислокаций несоответствия

1.1.3 Модель энергетического баланса

1.1.6 Движение прорастающих дислокаций в напряженных пленках

1.1.7 Зарождение дислокаций несоответсвия в напряженных пленках

1.2 Молекулярно-лучевая эпитаксия гетероструктур CaF₂/Si

1.2.1 Молекулярно-лучевая эпитаксия CaF2

1.2.2 Влияние технологических режимов на дефектообразование в CaF₂

1.2.3 Влияние ориентации подложки на морфологию СaF₂

1.2.4 Влияние отжигов на морфологию и структуру пленок CaF₂

2. экспериментальная часть

2.1 Методика проведения эксперимента

2.1.1 Установка МЛЭ "Катунь"

2.1.2 Рентгеновская дифракция

2.1.3 Атомно-силовая микроскопия

2.1.4 Эллипсометрия

2.1.5 I-V характеристики

2.2 Выращивание плёнок GeSi

2.2.1 Исследуемые образцы

2.2.2 Релаксация пленок

2.2.3 Анализ и обсуждение результатов

2.3 Выращивание гетероструктур CaF₂/Si

2.3.1 Исследуемые образцы

2.3.2 Морфология поверхности гетероструктур

2.3.3 Электрические характеристики плёнок

3. ОХРАНА ТРУДА И ТЕХНИКА БЕЗОПАСНОСТИ

3.1 Общие положения

3.2 Лица, ответственные за безопасность работы

3.3 Требования к рабочим, обучение и проверка знаний

3.4 Требования к размещению экспериментальных установок и лабораторного оборудования, ввод его в эксплуатацию

заключение

список литературы

Приложение 1. копии демонстрационных материалов

Список сокращений

АСМ тАУ атомно-силовая микроскопия

ИС тАУ интегральная схема

ДБЭ тАУ дифракция быстрых электронов

ДН тАУ дислокация несоответствия

ДМЭ тАУ дифракция медленных электронов

ГР тАУ граница раздела

КИТ тАУ кварцевый измеритель толщины

МЗВ тАУ модуль загрузки-выгрузки

МЛЭ тАУ молекулярно лучевая эпитаксия

ПД тАУ прорастающая дислокация

ПЭМ тАУ просвечивающая электронная микроскопия

ВВЕДЕНИЕ

В настоящее время микроэлектроника столкнулась с трудностями на пути дальнейшего уменьшения размеров и увеличения быстродействия элементов ИС. Причём, если проблему уменьшения габаритов приборов ещё удаётся решать (сейчас возможно создание элементов размерами порядка десятков нанометров), то дальнейшее увеличение быстродействия приборов ограничивается физическими свойствами кремния, являющегося основным материалом современной микроэлектроники. Несмотря на все несомненные достоинства кремния, такие как широкая распространённость материала в природе, наличие химически устойчивого природного окисла SiO₂, изученность физических, химических и механических свойств, у кремния есть существенный недостаток, а именно небольшая подвижность носителей заряда, что и является основной причиной ограничивающей применение Si в создании СВЧ приборов на его основе. В связи с этим в настоящее время проводятся попытки внедрения в полупроводниковое производство новых материалов и технологий.

Так, чрезвычайно перспективным видится использование ГС на основе GeSi/Si в качестве искусственных подложек для роста GaAs тАУ в перспективе это может привести к совмещению приборов, создаваемых на основе кремниевой технологии, с оптоэлектронными приборами, основным материалом для которых является GaAs. Ключевым элементом такого совмещения являются буферные слои на основе Ge_xSi_1-_x , позволяющие создавать на их поверхности полностью релаксированные совершенные слои твёрдого раствора германий-кремний с х вплоть до 1.

Ещё одним перспективным направлением использования плёнок твёрдых растворов GeSi является их использование в качестве материалов активной зоны в транзисторах (базовые области в биполярных транзисторах и каналы в МДП структурах). Преимущества таких приборов по сравнению с созданными на основе кремния настолько велики, что ведущие производители интегральных схем уже объявили об их использовании в своих технологических маршрутах по выпуску чипов для СВЧ-электроники и схем памяти с использованием КМОП-технологии [1]. Созданы полевые транзисторы работоспособные до частот 70 тАУ 80 ГГц [2].

Одним из основных направлений развития микроэлектроники сегодня является использование слоёв кремний на изоляторе (КНИ). Существует несколько технологических направлений получения КНИ структур: кремний на сапфире (КНС), SIMOX, SMART CUT и другие. Эпитаксиальные диэлектрические пленки CaF₂, SrF₂, BaF₂ также могут быть использованы при разработке и изготовлении перспективных ИС как в качестве разделительного, так и подзатворного диэлектриков. Использование пленок эпитаксиальных диэлектриков делает возможным создание КНД структур, содержащих квантовые точки, формирующиеся по механизму Странского тАУ Крастанова. Такие структуры позволяют осуществлять совместное формирование опто- и микроэлектронных устройств, а также использовать эффект квантового туннелирования. Как эпитаксиальный изолятор, флюорит (CaF₂) перспективен для создания радиационно-стойких электронных приборов, резонансно туннельных диодов и транзисторов. Эпитаксиальные фториды щелочноземельных металлов также используют в качестве изолирующих буферных слоёв для изготовления многоэлементных инфракрасных и радиационных датчиков на кремниевых подложках.

1. Л
ИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

В разделе (1.1) данной главы приводятся литературные данные по исследованию механизмов зарождения и распространения дислокаций несоответствия в полупроводниковых гетеросистемах.

В разделе (1.2) рассмотрено влияние технологических режимов и ориентации подложки на морфологию и дефектообразование в плёнках СaF₂.

1.1
Пластическая релаксация напряжений несоответствия

Создание гетероструктур с относительно высокой разностью параметров решеток плёнки и подложки неизбежно приводит к формированию сетки дислокаций в границе раздела, компенсирующей механические напряжения, возникшие вследствие несоответствия параметров кристаллических решеток. В связи с этим, получение гетероструктур, обладающих низкой плотностью прорастающих дислокаций (ПД), является важнейшей задачей полупроводникового материаловедения. Работы в этой области ведутся более двух десятков лет. Основные прикладные задачи можно разделить на три направления.

1. Получение псевдоморфных плёнок и многослойных гетероструктур (ГС) без дислокаций несоответствия (ДН). Напряжения в таких ГС модифицируют зонную структуру полупроводника, что приводит к появлению новых полезных электрических и оптических свойств.

2. Противоположная задача тАУ получение полностью релаксированных плёнок, так называемых искусственных подложек, что необходимо для создания различных приборных ГС на материалах с параметром решетки отличным от параметра имеющихся коммерческих подложек. Здесь основной целью является достижение максимально возможного структурного совершенства такой искусственной композиции, приближение по этим параметрам к стандартным монокристаллическим положкам.

3. Ещё одной задачей, относящейся к крайнему проявлению релаксации напряжённых плёнок и получившей в последнее время большой научный и практический резонанс, является выращивание ансамблей наноостровков с плотностью более 10¹⁰ см^-2 тАУ так называемых квантовых точек.

1.1.1 Прорастающие дислокации и дислокации несоответствия

Подложка и плёнка рассогласованы, когда их кристаллические ячейки не совпадают по размеру. Так как для формирования дислокаций несоответствия требуется дополнительная энергия, первоначально слой растёт в напряженном, псевдоморфном состоянии, при котором размеры ячейки плёнки и подложки совпадают в плоскости границы раздела. Если пластическая релаксация прошла полностью, ячейка плёнки возвращается в своё первоначальное состояние, а на границе раздела создаётся сетка ДН. В идеальном случае для плоскости границы раздела (001) это ортогональная сетка дислокаций, лежащих только на границе раздела или вблизи неё. Однако, поскольку плоскостями скольжения в кремнии являются плоскости типа {111}, эта сетка ДН может быть создана только путём скольжения дислокаций в пленке по наклонным плоскостям (111). Пересекающие плёнку концы дислокаций могут оставаться в ней, создавая большую плотность прорастающих дислокаций. Плоскости типа {111} пересекаются с границей раздела по направлениям типа <110>, поэтому во всех наблюдаемых гетероструктурах GeSi/Si(001) ДН лежат в направлениях <110>.

Для гетеропары Ge-Si различаются два основных типа ДН по углу между линией дислокации и направлением вектора Бюргерса, который равен 60В° и 90В°. Соответственно дислокации первого типа называются 60В°-ными, а второго - 90В°-ными. 90В°-ные (или Ломеровские, L-дислокации) являются "сидячими", так как их вектор Бюргерса не лежит в плоскости скольжения. Энергетически Ломеровские дислокации, будучи чисто краевыми, выгодней для релаксации плёнок по сравнению с 60В°-ными, так как доля введённой пластической деформации для них в два раза больше. Однако по причине невозможности их введения путём скольжения, 90В°-ные ДН образуются за счет реакции между двумя 60В°-ми дислокациями. У другого типа дислокаций - 60В°-ного, линия дислокации и вектор Бюргерса лежат в плоскости {111}, которая для материалов Ge и Si является плоскостью скольжения. Этим и объясняется преимущественное появление этого типа дислокаций в релаксирующей напряжённой плёнке.

В пленках Ge_xSi_1-_x /Si(001) при малых рассогласованиях (< 1,5 %) наблюдается ортогональная сетка ДН, в основном, 60В°-ного типа. При больших рассогласованиях (> 2,3 %) [5] наблюдается, в основном, ортогональная сетка коротких краевых L-дислокаций. Природа дислокационной структуры в границе раздела пластически релаксируемой пленки оказывает большое влияние на совершенство кристаллической структуры основного объема пленки: дислокации несоответствия связаны с поверхностью пленки ветвями ПД, плотность которых, в случае коротких дислокаций несоответствия, достигает величин 10¹⁰тАУ10¹¹ см^-2.

Задача получения совершенных, полностью релаксированных пленок GeSi/Si распадается на две подзадачи: а) обеспечить приемлемый темп релаксации пленки введением ДН; б) свести до минимума количество прорастающих дислокаций. В определенной степени эти две подзадачи противоречивы, так как введение ДН происходит через прохождение ПД через объем пленки.

1.1.2
Критическая толщина введения дислокаций несоответствия

Еще в 1949 г. Франк и Ван дер Мерве [3] указали на возможность выращивания тонкого кристаллического слоя на подложке с иным параметром решетки без дефектов на границе раздела. В такой гетеропаре рассогласование параметров решеток пленки и подложки компенсируется изменением размеров ячейки слоя. В результате этого слой оказывается биаксиально напряженным, а его граница раздела когерентно сопряжена с подложкой. Энергия деформаций, накапливающаяся в пленке, пропорциональна её толщине. После того, как толщина слоя начинает превосходить некоторую величину, называемую критической толщиной, энергия становится настолько большой, что на границе раздела возникают дислокации несоответствия, частично или полностью снимающие напряжения в объеме пленки.

1
.1.3 Модель энергетического баланса

Мэтьюзом была предложена модель энергетического баланса (energy balance model) [4], которая основана на сравнении энергий напряжённой и пластически релаксированной плёнок. Энергия напряжений единицы площади псевдоморфной пленки толщиной h есть

Ва(1)

где G и νтАУ соответственно модуль сдвига и коэффициент Пуассона в изотропном твёрдом теле, ε тАУ двумерная (плоская) упругая деформация в пленке, возникающая из-за разницы параметров решетки пленки и подложки:

Ва(2)

Энергия единицы площади сетки дислокаций несоответствия, пластически релаксирующих пленку, равна

Ва(3)

Здесь множитель 2 отвечает двум системам дислокаций несоответствия в каждом направлении <110> вдоль границы раздела, ρ тАУ количество дислокаций на единицу длины в плоскости границы раздела, b тАУ величина вектора Бюргерса дислокации, а α тАУ угол между вектором Бюргерса и линией дислокации. Число β называется параметром ядра дислокации и для системы GeSi по современным данным принимается равным 0,76 (для 60В°-ных дислокаций) [7]. Количество дислокаций ρ, участвующих в пластической релаксации пленки, равно

Ва(4)

где b_eff тАУ эффективный вектор Бюргерса (т.е. компонента вектора Бюргерса, лежащая в плоскости границы раздела в направлении, перпендикулярном ДН тАУ величина абсолютной пластической релаксации, являющаяся следствием появления одной ДН). Тогда

Ва(5)

Полная энергия пленки равна E_ε+E_d. Величина упругих деформаций пленки, ε^*, при которых эта сумма минимальна, может быть определена из выражения d(E_ε+E_d)/d_ε=0, и она равна

Ва(6)

Наибольшая возможная величина для ε^* равна f. Таким образом, толщина псевдоморфной пленки, при которой становится возможным появление первых ДН, - критическая толщина, равна

Ва(7)

Для сетки краевых дислокаций α = 90В° и b/b_eff =1. Для 60В°-ных дислокаций α = 60В° и b/b_eff.= 2. С учетом того, что для системы GeSi ν = 0,28, f = 0,041.x (x тАУ доля Ge в твердом растворе), β = 0,76, для случая с 60В°-ными дислокациями получаем упрощенное выражение для критической толщины:

Ва(8)

1.1.
4 Движение прорастающих дислокаций в напряженных пленках

Согласно классическим представлениям [8] скорость движения дислокации может быть представлена в виде:

Ва(9)

где V₀ тАУ константа, E_ν тАУ энергия активации движения дислокации путем скольжения, τ_эфф тАУ эффективное напряжение, действующее на дислокацию. Величина эффективного напряжения пропорциональна ε (а на начальной стадии релаксации, когда ε ≈ f , она пропорциональна разнице параметров решеток Ge и Si) и возрастает с увеличением толщины пленки h. Таким образом, с помощью этих двух параметров ε и h можно регулировать величину эффективного напряжения, определяющую скорость движения дислокации при конкретной температуре.

1.1.5
Зарождение дислокаций несоответсвия в напряженных пленках

Зарождение дислокационной петли в напряженной пленке аналогично зарождению новой фазы (например, появлению зародыша твердой фазы в переохлажденной жидкости) и требует затраты какого-то количества энергии. Энергия дислокационной петли радиуса R согласно Мэтьюзу [9] равна

Ва(10)

Выигрыш за счет уменьшения напряжений при образовании такой петли внутри напряженной пленки равен

Ва(11)

Видно, что дополнительная энергия появившейся дислокационной петли пропорциональна радиусу, а уменьшение энергии напряжений при этом тАУ квадрату радиуса дислокационной петли. Соответственно, алгебраическая сумма этих энергий в зависимости от R должна иметь максимум, как показано на рисунке 1.1. Этот максимум является тем энергетическим барьером, преодоление которого возможно при флуктуационном достижении дислокационной петлей критического радиуса R (рис. 1.1).

Рис. 1.1 Пример расчёта для определения критического радиуса дислокационной петли и энергии её образования для Ge_0,3Si_0,7/Si(001).

На рисунке 1.1 изображены зависимости W_s и W_l, а также их суммы W_s + W_l , от радиуса дислокационной петли для доли Ge в пленке, равной 0,3. Видно, что расчётный энергетический барьер образования такой петли W_c составляет около 250 эВ. Более точные расчеты с учетом типа дислокации, энергии ступени, образующейся на поверхности пленки при прохождении дислокационной полупетли через ее объем, учет различных значений параметра ядра дислокации β [10,11] дают несколько меньшие значения W_c, которые, тем не менее, близки или превышают 100 эВ для концентрации Ge ≤ 0,3 в твердом растворе GeSi. На основе таких расчетов был сделан вывод о невозможности гомогенного зарождения ДН в псевдоморфных пленках Ge_xSi_1-_x с х до 0,5 [10]. Тем не менее ДН в таких гетероструктурах возникают.

Хоутон в своей работе работе [12] подошел к зарождению ДН с иных позиций. Он исследовал движение и зарождение дислокаций в напряженных пленках Ge_xSi_1-_x /Si(001) следующим образом. Выращивались пленки Ge_xSi_1-_x, при температурах роста 350 тАУ 500 В°С до толщин, превышающих h_c. Затем, после кратковременного изохронного отжига пленок при более высоких температурах, с помощью селективного травления на их поверхности выявлялись следы ДН, которые и наблюдались в микроскопе с приставкой Номарского. Количество наблюдаемых следов принималось равным количеству возникших ДН, а их длина вдоль поверхности, деленная на время отжига, соответствовала удвоенной скорости разбегания прорастающих ветвей.

Меняя температуру отжига, Хоутон смог оценить скорости зарождения ДН в большом интервале температур. Далее, построив измеренные зависимости скорости зарождения в осях ln(dN/dt) тАУ 1/T, по наклону кривых Хоутон определил энергию активации зарождения W_n. Она оказалась равной 2,5В±0,5 эВ и не зависит от доли Ge (в пределах до концентрации х = 0,23) и величины эффективного напряжения τ_эфф.

Таким образом, согласно модели гомогенного зарождения энергетический барьер для зарождения ДН зависит от рассогласования параметров решеток пленки и подложки и пропорционален ε, где ε ~ f. В то же время, экспериментальные данные показывают, что энергия активации зарождения ДН является величиной, не зависящей от х и близкой к 2,5 эВ. Это противоречие Хоутон предлагает преодолеть, предположив существование некоторой структурной конструкции из минимально возможного количества атомов, представляющей дислокационный зародыш, определенный для каждого типа дислокации в конкретном материале. Однако в настоящее время отсутствует четкое понимание устройства такой конструкции, а также ее местоположения в релаксирующей пленке. В представленной работе сделана попытка изучения источников дислокаций, а также их расположения в пленке.

РЕЗЮМЕ

На основе вышеизложенного материала можно сделать следующие выводы:

1. В эпитаксиальных гетеросистемах с умеренно большим рассогласованием подложки и плёнки, плёнка на начальном этапе растёт псевдоморфно, но при достижении некоторой критической толщины происходит релаксация напряжений, которая приводит к появлению ПД, как следствию введения ДН.

2. Для создания различных приборных ГС необходимо получение полностью релаксированных плёнок, обладающих высоким структурным совершенством: низкой плотностью прорастающих дислокаций (менее 10⁶ см^-2), и по возможности малой шероховатостью поверхности.

3. В настоящее время отсутствует четкое понимание устройства и местоположения в релаксирующей пленке структурной конструкции состоящей из атомов, делающей возможным зарождение дислокационных петель.

Одним из важнейших параметров плёнок, выращиваемых для приборных ГС, является плотность ПД. Поэтому вопрос о месте их зарождения в плёнке и возможности управления процессом зарождения является ключевым. Нам необходимо выбирать такие режимы роста, чтобы выращенные плёнки при небольшой степени релаксации имели достаточно высокую плотность ПД. Это позволит выявить источники зарождения дислокационных петель в объёме плёнки.

1.2
Молекулярно-лучевая эпитаксия гетероструктур CaF₂/Si

В слоях CaF₂, выращенных на Si, механизмы роста и дефектообразования существенно отличаются от известных в гетеросистемах типа полупроводник-полупроводник. Главными отличиями являются отсутствие наблюдения прорастающих дислокаций [15-18]. При этом часто наблюдается разупорядоченная область на гетерогранице CaF₂/Si [19] и особенно на границе раздела (ГР) CaF₂/GaAs [20]. Кроме того, по данным просвечивающей микроскопии, в пленках CaF₂ практически полностью отсутствуют напряжения [21].

Понятно, что отсутствие прорастающих дислокаций, наличие разупорядоченной области на ГР и релаксация напряжений связаны между собой и обусловлены особыми механизмами формирования связей между CaF₂ и Si на гетерогранице.

1.2.1 Молекулярно-лучевая эпитаксия CaF2

Осаждение пленок CaF₂ на Si подложки проводилось многочисленными исследовательскими группами [22-26]. Интерес к гетеросистеме CaF₂/Si объясняется, прежде всего тем, что, как следует из табл. 1.1, система CaF₂/Si имеет достаточно малое различие в параметрах решеток.

Таблица 1.1