автореферат диссертации по электронике, 05.27.01, диссертация на тему:Фасетирование при локальной твердофазной и молекулярно-лучевой эпитаксии кремния на кремнии

РОССИЙСКАЯ АКАДЕМИЯ НАУК

ИНСТИТУТ ПРОБЛЕМ ТЕХНОЛОГИИ МИКРОЭЛЕКТРОНИКИ И ОСОБОЧИСТЫХ МАТЕРИАЛОВ

На правах рукописи

ИЗЮМСКАЯ Наталия Федоровна

ФАСЕТИРОВАНИЕ ПРИ ЛОКАЛЬНОЙ ТВЕРДОФАЗНОЙ И МОЛЕКУЛЯРНО-ЛУЧЕВОЙ ЭПИТАКСИИ КРЕМНИЯ НА

КРЕМНИИ

Специальность 05.27.01 - твердотельная электроника, микроэлектроника и наноэлектроника

Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

научный руководитель д-р физ.-мат. наук Вяткин А.Ф.

Черноголовка, 1999 г.

СОДЕРЖАНИЕ

Введение 4

Глава 1. Литературный обзор 8

1.1. Структура и свойства аморфного кремния 8

1.1.1. Структура аморфного кремния 8

1.1.2. Дефекты в аморфном кремнии 11

1.1.3. Структурная релаксация аморфного кремния 12

1.1.4. Механические свойства аморфного кремния 15

1.2. Кристаллизация аморфного кремния 16

1.2.1. Механизмы твердофазной кристаллизации 16

1.2.2. Влияние напряжений на характеристики твердофазной кристаллизации 20

1.2.3. Зарождение и рост зерен 21

1.3. Локальная эпитаксия 22

1.3.1. Локальная твердофазная эпитаксия 24

1.3.2. Локальная молекулярно-лучевая эпитаксия 26

1.4. Задачи диссертационной работы 31 Глава 2. Методики приготовления и исследования образцов 33

2.1. Приготовление подложек с меза-структурами для локальной МЛЭ 33

2.2. Подготовка подложек к напылению 33

2.3. Напыление пленок аморфного кремния 36

2.4. Молекулярно-лучевая эпитаксия Э/ и Э/ве 36

2.5. Измерение радиуса изгиба образцов 37

2.6. Приготовление поперечных срезов изучаемых структур для просвечивающей электронной микроскопии 39

Глава 3. Разрушение осажденных в вакууме пленок аморфного 81 42

3.1. Введение 42

3.2. Приготовление образцов и методика экспериментов 42

3.3. Результаты экспериментов 43

3.4. Выводы 56

Глава 4. Локальная твердофазная эпитаксия аморфного кремния 57

4.1. Введение 57

4.2. Приготовление образцов и методика экспериментов 57

4.3. Результаты экспериментов 58

4.4. Выводы 70

Глава 5. Локальная молекулярно-лучевая эпитаксия и Б1Се на

подложках с меза-структурами 71

5.1. Введение 71

5.2. Приготовление образцов и методика экспериментов 72

5.3. Результаты экспериментов 73

5.3.1. Локальная эпитаксия на подложках 31(001) 73

5.3.2. Локальная эпитаксия ЭЮе на подложках 31(001) 79 5.3.2. Локальная эпитаксия на подложках 31(111) 84

5.4. Выводы 86 Заключение 87

Список литературы 89

Введение

В последние годы прогресс в создании новых электронных и оптических приборов связан в большой степени с развитием эпитаксиальных методов, позволяющих создавать электронные структуры с заданными параметрами (толщиной, степенью легирования, шириной переходных областей, кристаллическим совершенством). Молекулярно-лучевая эпитаксия (МЛЭ) является методом получения сложных структур, позволяющим очень точно контролировать толщину слоев, получать резкие межслойные границы и профили распределения примесей. Однако, увеличение степени интеграции требует ограничения размеров не только в направлении, перпендикулярном поверхности подложки, но также в боковых направлениях. Кроме того, в последнее время большое внимание исследователей привлекают низкоразмерные эпитаксиальные структуры (квантовые ямы, провода и точки). Новые электрические и оптические свойства этих структур, возникающие из-за эффектов размерного квантования, открывают широкие возможности их использования для создания различных электронных и оптических приборов. Необходимо отметить, что, т.к. удельная доля внешних поверхностей и границ раздела в низкоразмерных структурах очень велика, то их параметры в значительной степени определяют свойства этих объектов. Литографические методы не подходят для создания низкоразмерных структур, т.к. имеют ограниченное пространственное разрешение, а также вносят дефекты в процессе травления. В связи с этим методы локальной эпитаксии, а также методы, в которых используется явление самоорганизации эпитаксиального роста, позволяющие получать наноразмерные структуры непосредственно в процессе эпитаксиального роста привлекают все большее внимание.

Составной частью большого числа технологических процессов является твердофазная эпитаксия (ТФЭ) - эпитаксиальная кристаллизация аморфного материала, полученного осаждением или ионной имплантацией. Прежде всего это относится к легированию кремния методом ионной имплантации. Как правило, используемые дозы внедряемой примеси приводят к аморфизации поверхностного слоя. С целью восстановления кристаллической структуры материала, отжига радиационных дефектов и электрической активации примеси производится термический отжиг, в результате которого происходит ТФЭ. Кроме того, ТФЭ применяется при МЛЭ росте для получения 8-легированных слоев. Из-за явления поверхностной сегрегации, характерного для большинства примесей, используемых в МЛЭ (БЬ, 6а, в меньшей степени В), получить резкие профили примеси непосредственно в ходе МЛЭ не удается. В этом случае используется осаждение 5-легированного слоя аморфного кремния и его последующая твердофазная кристаллизация. В последние годы, большое внимание уделялось изучению латеральной твердофазной эпитаксии7 кремния, как одному из методов получения кремния на диэлектрике - перспективного материала для создания трехмерных интегральных схем. Латеральная ТФЭ является перспективным методом для изготовления трехмерных БИС, т.к. кристаллизация происходит при низких температурах (<600°С), не приводящих к диффузионному размытию профилей примеси в нижележащих слоях. В этом случае, аморфный Б-! кристаллизуется локально в окне ЭЮ2

сначала вертикально в затравочной области, непосредственно контактирующей с монокристаллической подложкой, а затем горизонтально на слое.

Структура и свойства аморфного кремния оказывает значительное влияние на его твердофазную кристаллизацию. Известно, что свойства аморфных пленок, осажденных в вакууме, сильно зависят от условий их

получения (температуры и скорости напыления, давления остаточных газов, последующей термообработки). Такие пленки часто бывают пронизаны системой взаимосвязанных пор, по которым атмосферные газы могут проникать практически до границы с подложкой, что может привести к значительному снижению скорости кристаллизации и даже срыву эпитаксиального роста. Кроме того, серьезной проблемой при твердофазной кристаллизации аморфного полученного напылением в вакууме, является возникновение напряжений в аморфных слоях, приводящих к их разрушению при достижении определенной толщины. Поэтому, для понимания механизмов твердофазной эпитаксии и получения качественных эпитаксиальных слоев большое значение имеет изучение свойств аморфного кремния и их зависимости от условий приготовления материала.

Хотя механизмы эпитаксиального роста изучались довольно интенсивно, явления, происходящие на краях эпитаксиального фронта исследованы мало. Однако, в случае локальной эпитаксии, когда размеры ростовой области становятся сравнимы с толщиной эпитаксиального слоя, эти явления приобретают большое значение и требуют дальнейшего изучения.

Исходя из сказанного выше в настоящей диссертационной работе была поставлена задача исследовать процессы формирования боковой огранки эпитаксиального фронта при локальной молекулярно-лучевой и твердофазной эпитаксии.

Диссертация состоит из введения, пяти глав и заключения. Во введении обоснована актуальность поставленной задачи и дано краткое содержание диссертации. В первой главе сделан обзор публикаций в данной области исследования и поставлены основные задачи диссертации. Во второй главе описаны использованное экспериментальное оборудование и методики приготовления и исследования образцов. В третьей главе приведены результаты

исследования напряжений в пленках аморфного кремния, осажденных в вакууме, выявлены причины их возникновения, а также разработан способ снижения напряжений в аморфных пленках в процессе роста, что предотвращает их разрушение. В четвертой главе приведены результаты исследования процесса твердофазной эпитаксии пленок аморфного кремния в окнах 8Ю2. В пятой главе приведены результаты

исследований влияния режимов роста на морфологию эпитаксиальных и 810е структур, выращенных методом молекулярно-лучевой эпитаксии на подложках (001) и (111) с меза-структурами. В заключении сформулированы основные выводы и результаты работы.

Глава 1. Литературный обзор

1.1. Структура и свойства аморфного кремния 1.1.1. Структура аморфного кремния

Аморфный кремний (a-Si), так же как и аморфный германий, может быть получен различными методами: быстрым охлаждением расплава [1-4], катодным распылением [5,6], разложением силана в тлеющем разряде [7,8], химическим осаждением из газовой фазы [911]. Однако, наиболее распространенными методами являются ионная имплантация [12-14] и напыление в вакууме [12,14,15]. Свойства a-Si (оптические, электрические, структурные) в значительной степени зависят от способа и условий его получения и последующей термообработки [6,8,9,16-20]. Считается, что это связано с атомной структурой a-Si [8,9,19,21-23]. Полное описание структуры a-Si должно включать искажение угла и длины связи [24,25], топологию связей (распределение пяти-, шести- и семичленных колец) [26-28], пустоты [29], оборванные и плавающие связи [30,31].

Существует несколько моделей a-Si. Наиболее удачно его структура описывается моделью непрерывной случайной сетки [32], см. рис. 1.1. Основная черта этой модели - полное отсутствие трансляционной симметрии. Однако, как и в кристаллическом состоянии, каждый атом аморфной фазы имеет по четыре ближайших соседа, углы и длины связи близки к идеальным тетраэдрическим. Было построено несколько моделей этого типа [24,28,32-36]. Искажение длины связи в таких моделях невелико (~1%), отклонение от среднего угла связи Д$~6%, но может достигать 20%, плотность близка к плотности кристаллического материала. Структурные свойства a-Si (плотность, распределение длин и углов связи), предсказанные

Рис.1.1. Модель непрерывной случайной сетки [32].

моделью непрерывной случайной сетки, хорошо согласуются с экспериментальными наблюдениями [32-35,37].

Модель аморфных кластеров основывается на идее, что небольшое количество атомов может иметь пониженную энергию в определенной регулярной, но не кристаллической конфигурации [38,39]. Таким образом, аморфное вещество состоит из небольших (-100 атомов) кластеров. Однако, остается неясным, каким образом эти кластеры соединяются в макроскопическое тело.

Согласно микрокристаллической модели [40,41], аморфное вещество представляет собой совокупность произвольно разориентированных кристаллитов. Однако, если размер кристаллитов мал (меньше трех элементарных ячеек), более половины атомов лежат на границах. В этом случае вещество межкристаллитного пространства играет не меньшую роль, чем сами кристаллиты, и эта модель, при уменьшении размеров кристаллитов, становится неотличимой от модели непрерывной случайной сетки [40]. В работе [42] показано, что замена части непрерывной случайной сетки сферическими кристаллитами диаметра d приводит к понижению энергии на 7id3Ahc/6v (где Ahc ~ тепло превращения на атом, v - атомный объем), т.к. кристаллический кластер не напряжен, и увеличению энергии на 7id2(0.84Ahc)v2/3 благодаря поверхностному натяжению на границе кристаллита (здесь 0.84Ahc - поверхностное натяжение на границе). Новая система будет иметь такую же энергию, как непрерывная случайная сетка, если эти два вклада равны. Тогда диаметр кристаллита должен быть равен 5v1/3. Следовательно, если конструировать микрокристаллическую модель, энергетически эквивалентную модели непрерывной случайной сетки, то размер кристаллита должен быть равен 14 Ä. Граница между двумя кристаллитами должна составлять по крайней мере три монослоя. Расчеты показывают, что в этом случае аморфная матрица, имеющая

структуру непрерывной случайной сетки и необходимая для соединения кристаллитов между собой займет более 80% объема.

1.1.2. Дефекты в аморфном кремнии

Основным экспериментальным методом исследования структуры a-Si является рентгеновская и электронная дифракция. Найденные экспериментально радиальные функции распределения a-Si [43-45] показывают, что атомы в a-Si сохраняют тетраэдрическую конфигурацию, расстояние между атомами отличается от длины связи в кристалле на несколько процентов, отклонение валентных углов от нормального тетраэдрического угла связи (109°28') AS составляет около 10°. Однако, структуру реальных аморфных пленок нельзя рассматривать как непрерывную случайную сетку. Реальный a-Si содержит оборванные и плавающие связи [30,31]. Кроме того, в ряде работ показано, что в аморфном Si, как и в кристаллическом, могут существовать вакансии и межузельные атомы [14,46-49]. Аморфные пленки Si и Ge, получаемые напылением в вакууме, обычно содержат микропустоты, плотность и распределение которых в значительной степени определяется условиями получения аморфной пленки [16,29,45,50-56]. Плотность таких пленок обычно на 3-15% ниже плотности кристаллического материала, в то время как модели непрерывной случайной сетки и микрокристаллические модели дают уменьшение плотности всего на 1-3%. Исследование микроструктуры пленок a-Si и a-Ge методом просвечивающей электронной микроскопии поперечных срезов [51,54,57-59] показало, что осажденные в вакууме слои имеют столбчатую структуру, со средней шириной столбиков <5 нм. Направление роста столбиков коррелирует с направлением потока атомов. Вдоль этих столбиков формируются микропустоты. О столбчатой структуре аморфных пленок также свидетельствуют

эксперименты по изучению интенсивного малоуглового рентгеновского рассеяния и рассеяния нейтронов [51,60-62]. В работе [63] показано, как в процессе напыления формируется такая структура. Если подложка расположена перпендикулярно потоку атомов, образуется плотная однородная пленка, если же подложка наклонена относительно потока, то в результате затенения одних участков пленки другими образуются столбики материала, разделенные микропустотами (рис. 1.2). При этом независимо от геометрии напыления структура аморфной пленки вблизи границы с подложкой (в области порядка 8 Á) имеет частично кристаллический характер.

Однако, концентрация пустот в напыленных пленках значительно уменьшается при отжиге непосредственно в вакуумной камере при температурах >200°С [64] благодаря миграции вакансий, образующихся при растворении пор, на внешние поверхности или на большие пустоты. Эти процессы протекают быстрее, чем гомогенное зарождение зерен. В результате такого отжига снижается плотность пустот в пленке и, следовательно, уменьшается адсорбция газов при извлечении образца из вакуумной камеры, в то время как в неотожженном a-Si адсорбция примесей из воздуха может привести к замедлению или срыву эпитаксиальной кристаллизации [29,56]. Кроме того, плотность микропустот может быть понижена путем напыления пленки при температуре подложки >200°С [52] или увеличением скорости напыления [64].

1.1.3. Структурная релаксация аморфного кремния

Аморфный Si обладает запасенной упругой энергией, которая составляет основную часть разницы свободной энергии между кристаллическим и аморфным кремнием и связана в основном с отклонением от тетраэдрического угла связи АО и, в меньшей степени,

(а)

<Ь) ; '.¡»¡Гс- чут,^.-, .•;• "у.,''

- -<С> . , *. Л«с « V ..■_ V-.и ....., ' ¿¡К "3? Л»^

^ у, ттшм. . .1 .......

Рис. 1.2. Схема образования микропустот в аморфной пленке при ее напылении [63].

с искажением длины связи и дефектами [65]. Результаты комбинационного рассеяния света в a-Si показывают, что среднее искажение угла связи и, следовательно, упругая энергия понижаются в результате отжига при температуре меньшей, чем температура кристаллизации [9,66-69]. Изменение свойств a-Si при нагреве наблюдалось также методами рентгеновской дифракции [70], растворимости примесей [71,72] и калориметрии [4]. Это справедливо для a-Si, полученного как ионной имплантацией, так и осаждением в вакууме. Такое изменение свойств объясняют атомными перестройками в матрице a-Si, понижающим свободную энергию аморфной пленки, и называют структурной релаксацией. Разница в величине упругой энергии между релаксированным и нерелаксированным состояниями a-Si составляет по данным калориметрических измерений 4-5 кДж/моль, при последующей кристаллизации выделяется около 12-14 кДж/моль [4,73,74]. В работах [4,14,71,75,76] указывается, что точечные дефекты играют важную роль в процессе структурной релаксации a-Si. Это верно для аморфных пленок, полученных различными методами, т.к. любой способ приготовления аморфной пленки - неравновесный процесс, что делает возможным замораживание в структуре большого числа дефектов. При отжиге структура имплантированного a-Si релаксирует до состояния, которое зависит от температуры отжига [68]. Чем выше температура отжига, тем больше степень релаксации. Такое поведение a-Si