автореферат диссертации по электронике, 05.27.01, диссертация на тему:Волнообразные наноструктуры на поверхности кремния, инициируемые ионной бомбардировкой

На правах рукописи

КИБАЛОВ Дмитрий Станиславович

ВОЛНООБРАЗНЫЕ НАНОСТРУКТУРЫ НА ПОВЕРХНОСТИ КРЕМНИЯ, ИНИЦИИРУЕМЫЕ ИОННОЙ БОМБАРДИРОВКОЙ

Специальность 05.27.01 - твердотельная электроника, радиоэлектронные компоненты, микро- и наноэлектроника, приборы на квантовых эффектах

Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

Москва 2005

Работа выполнена в Институте микроэлектроники и информатики Российской Академии Наук

Научный консультант:

Доктор физико-математических наук,

профессор Смирнов В.К.

Официальные оппоненты:

Доктор технических наук Маишев Ю.П.

Доктор технических наук Киреев В.Ю.

Доктор физико-математических наук,

профессор Пархоменко Ю.Н.

Ведущая организация: Институт проблем технологии

микроэлектроники и особочистых материалов РАН

Защита диссертации состоится 23 декабря 2005 г. в 14 часов на

заседании диссертационного совета Д.002.204.01 в Физико-технолошческом институте РАН по адресу: 117218, г. Москва, Нахимовский проспект, д. 36, корп. 1.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ФТИАН. Автореферат разослан ноября 2005 г.

Ученый секретарь диссертационного совета

кандидат физико-математических наук — Вьюрков В.В.

200&-А

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. В настоящее время интенсивно развиваются нанотехнологии - методы формирования объектов с размерами 10-100 нм. Получение наноразмерных объектов на основе полупроводниковых материалов за счет процессов самоформирования вызывает повышенный научный и практический интерес. Несмотря на то, что кремний является базовым материалом электронной промышленности, работы по созданию на его основе наноструктур существенно менее продвинуты по сравнению с соединениями А|ИВУ. Так, например, к началу настоящей работы в научной печати отсутствовала информация по формированию одиночных кремниевых проволок с поперечным сечением до 10 нм. Очевидно, что в случае массивов квазиодномерных кремниевых структур ситуация еще более проблематична. Создание массивов квазиодномерных наноструктур с поперечным сечением в диапазоне 25-45 нм и с высокой плотностью элементов хотя и доступно современным методам литографии, однако является чрезвычайно дорогостоящим. Зондовая сканирующая микроскопия имеет очень низкую производительность. В настоящее время нет методов высокой производительности для создания плотных массивов линий с шириной 20 нм и менее. Альтернативный вариант решения проблемы создания массивов наноструктур на поверхности полупроводниковых материалов основывается на явлении самоорганизации, т.е. спонтанном формировании наноструктур при определенных условиях воздействия на поверхность.

Поток низкоэнергетических ионов может выступать в качестве фактора такого воздействия, при определенных условиях приводящего к самоформированию на поверхности ряда полупроводников периодической структуры в виде волнообразного микрорельефа с субмикронным значением длины волны. Однако к началу настоящей работы представленные в литературе экспериментальные данные были крайне ограничены и не позволяли судить о степени управляемости процессом образования микрорельефа. Более того, оставался открытым вопрос о существовании волнообразного нанорельефа (ВНР) на кремнии, т.е. о

возможности достижения наномрт<аде.ояац«гаыигаба (10-100 нм)

БИБЛИОТЕКА I

периода структуры. Низкоэнергетичные ионные пучки представляются достаточно" привлекательным инструментом для нанотехнологии, а задача по созданию с их помощью массивов наноструктур на поверхности кремния за счет процесса самоформирования является новой и актуальной.

Успех решения проблемы определяется степенью управляемости процесса образования ВНР на кремнии. Требуется получение совокупности зависимостей процесса от основных управляющих параметров ионного воздействия: типа ионов; энергии; угла бомбардировки; температуры образца. Только при высокой степени управления процессом формирования периодических наноструктур на кремнии возможна постановка задачи по созданию массивов квазиодномерных структур (кремниевых проволок) на основе материала кремний-на-изоляторе. Одним из принципиальных условий в данном случае должен стать in situ контроль процесса.

Актуальным является не только изучение условий образования волнообразного микро- и нанорельефа, но и детальное исследование таких фундаментальных аспектов взаимодействия с поверхностью кремния низкоэнергетичных химически активных ионов как формирование модифицированного слоя и распыление. Эти процессы играют важную роль в формировании топографии поверхности

Целью работы является экспериментальное исследование процессов взаимодействия ионов кислорода и азота низких энергий с поверхностью кремния, закономерностей образования волнообразных наноструктур на поверхности кремния и на основании этого создание физических основ нелитографических ионно-пучковых методов формирования приборных наноструктур в виде плотных массивов с управляемым периодом.

Для достижения поставленной цели предстояло решить следующие научные задачи:

- провести комплексное сравнение волнообразных наноструктур и процессов их образования на поверхности кремния на основании зависимостей динамики процессов, морфологии, и длины волны наноструктур от типа и энергии ионов, угла ионной бомбардировки и температуры кремния и определить наноструктуру, наиболее перспективную для практических применений;

- изучить внутреннее строение наноструктуры на атомном уровне;

- исследовать возможность формирования наноструктуры на поверхности слоев аморфного кремния;

- исследовать процессы модификации геометрии наноструктуры с помощью плазмохимического и жидкостного травления;

- осуществить поиск решения проблемы когерентности волнообразных наноструктур;

- разработать модель явления образования волнообразного нанорельефа;

- создать прототипы приборов, основанных на использовании волнообразной наноструктуры.

Научная новизна работы состоит в том, что в ней:

1. Впервые разработан нелитографический способ формирования плотных массивов наноструктур различной геометрии, нанопроволок из кристаллического кремния и наномасок из аморфного кремния с управляемым периодом в диапазоне от 25 до 150 нм, основанный на процессе самоформирования волнообразной наноструктуры при распылении кремния ионами азота. Данный процесс может быть осуществлен на заданном микроучастке поверхности кремния. Для наномасок из аморфного кремния достигнуты поперечные размеры нанополосок и зазоров между ними равные 18 нм. Разработан способ переноса волнообразного нанорельефа из слоя аморфного кремния в слои других материалов методами ионного распыления, жидкостного или плазмохимического травления.

2. Впервые получены энергетические, угловые, температурные и дозовые зависимости морфологии, глубины формирования и длины волны волнообразного нанорельефа, инициируемого на поверхности монокристаллического и аморфного кремния бомбардировкой ионами азота, и определена область существования волнообразного нанорельефа на монокристаллическом кремнии в координатах (энергия ионов, угол бомбардировки). Установлено влияние на процесс образования волнообразного нанорельефа давления кислорода в камере образца, электронного облучения, содержания водорода в ионном пучке и шероховатости исходной поверхности.

3 Измерены угловые и энергетические зависимости коэффициента распыления кремния ионами азота и угловые

зависимости состава поверхности в процессе распыления кремния ионами азота.

4. Впервые методом просвечивающей электронной микроскопии установлено внутреннее строение индивидуальных волн волнообразной наноструктуры.

5. Впервые разработаны способы и принципы аппаратуры для формирования когерентных волнообразных наноструктур различной степени когерентности. Высококогерентные структуры с качеством краев линий превосходящим литографическое формируются в определенных режимах на поверхности кремния ленточным пучком ионов азота. Наноструктуры с повышенной когерентностью относительно исходной формируются при помощи предварительной направленной обработки поверхности кремния.

6. На основе волнообразной наноструктуры разработан нелитографический способ периодического легирования канала МОП-транзистора для увеличения крутизны и тока стока транзистора.

Научно-практическая значимость результатов работы:

- установленные закономерности процесса образования волнообразного нанорельефа на кремнии позволяют с высокой степенью управляемости и воспроизводимости формировать нанорельеф с требуемой геометрией волны и с заданным периодом в диапазоне от 25 до 150 нм за счет выбора основных параметров процесса - энергии ионов азота, угла бомбардировки и температуры кремния;

- процесс образования волнообразного нанорельефа на кремнии, инициируемый бомбардировкой ионами азота, полностью совместим с технологией производства кремниевых интегральных схем и является устойчивым к наличию кислорода в камере образца, электронному облучению, наличию водорода в ионном потоке и шероховатости исходной поверхности, что позволяет осуществлять данный процесс в установках промышленного уровня;

- плотные массивы кристаллических кремниевых нанопроволок с сечением около 10 нм могут являться базовой структурой транзисторов на квантовых проволоках и устройств оптоэлектроники;

- маски из плотных массивов кремниевых нанополос с шириной в диапазоне от 10 до 75 нм могут применяться для периодического

легирования каналов пленарных кремниевых МОП-транзисторов для увеличения крутизны и тока стока (при этом тип легированных областей канала совпадает с типом легирования истока и стока); маски из когерентных массивов нанополос могут применяться для создания объемных МОП-транзисторов с каналами на основе массивов вертикальных пластин или линий, в том числе и на КНИ;

- волнообразный нанорельеф, перенесенный на поверхности стекла или полиимида, может использоваться в качестве ориентирующих подложек для жидких кристаллов в жидкокристаллических экранах;

- плотные массивы ленточных наноострий из кристаллического или аморфного кремния могут применяться в качестве электронных эмиттеров в вакуумных и твердотельных приборах;

- изготовление поляризаторов видимого оптического диапазона, состоящих из плотных когерентных массивов металлических нанопроволок из алюминия или серебра, на основе масок из плотных массивов нанополос кремния позволит повысить качество поляризаторов за счет уменьшения периода массивов до 100 нм.

Основные положения, выносимые на защиту:

1. Установленные экспериментально закономерности образования волнообразного нанорельефа на поверхности монокристаллического кремния потоками ионов кислорода и азота, включающие энергетические, угловые, температурные и дозовые зависимости морфологии, глубины формирования и длины волны нанорельефа. Область существования волнообразного нанорельефа, инициируемого ионами азота, в координатах (энергия ионов, угол ионной бомбардировки). In situ регистрация стадий образования волнообразного нанорельефа по вторичной электронной и ионно-электронной эмиссии.

2. Результаты исследования внутреннего строения индивидуальных волн волнообразного нанорельефа, инициируемого ионами азота на поверхности монокристаллического кремния, методом просвечивающей электронной микроскопии.

3. Установленные экспериментально закономерности образования волнообразного нанорельефа на поверхности аморфного кремния потоком ионов азота, включающие энергетические и угловые

зависимости морфологии, глубины формирования и длины волны нанорельефа. Способ переноса волнообразного нанорельефа из слоя аморфного кремния на поверхность различных подложек.

4. Экспериментальное доказательство устойчивости процесса образования волнообразного нанорельефа на поверхности кремния потоком ионов азота к давлению кислорода в вакуумной камере, электронному облучению, содержанию водорода в ионном потоке и шероховатости исходной поверхности.

5. Формирование на основе волнообразного нанорельефа массивов периодических кремниевых наноструктур с разной геометрией поперечного сечения и способ формирования кристаллических кремниевых нанопроволок в структуре кремний-на-изоляторе на заданном микроучастке поверхности.

6. Способы формирования когерентных волнообразных наноструктур различной степени упорядоченности и принципы аппаратуры для их осуществления.

7. Способ периодического легирования канала МОП-транзистора для увеличения крутизны и тока стока.

Объем и структура диссертации. Диссертация состоит из введения, семи глав, выводов, трех приложений и списка цитируемой литературы (287 наименований). Объем работы составляет 305 страниц, включая 108 рисунков и 6 таблиц.

Апробация работы. Материалы диссертационной работы докладывались и обсуждались на: VI, VII Межнациональных и XII Международном совещаниях «Радиационная физика твердого тела» (Севастополь, 1996, 1997, 2002); Всероссийских научно технических конференциях и Международной конференции «Микро- и наноэлектроника» (Звенигород, 1998, 2001, 2003); XIII, XIV, XV, XVI Международных конференциях «Взаимодействие ионов с поверхностью» (Звенигород 1997, 1999, 2001, 2003); Международной конференции E-MRS'98 Spring Meeting (Страсбург, Франция, 1998); Международной конференции 3rd Euroconference on Nanoscience for Nanotechnology (Оксфорд, Англия, 2000); Международном семинаре «Актуальные проблемы физики поверхности и наноструктур» (Ярославль, 2001), XII Российском симпозиуме по растровой электронной микроскопии и аналитическим методам исследования

твердых тел (Черноголовка, 2001); III Международной конференции «Аморфные и микрокристаллические полупроводники» (Санкт-Петербург, 2002); Совещании по росту кристаллов, пленок и дефектам структуры кремния «Кремний-2002» (Новосибирск, 2002); 5-й, 6-й научно-технических конференциях «Электроника, микро- и наноэлекгроника» (Кострома, 2003; Н. Новгород, 2004).

Личное участие автора в выполнении работы

Определение цели работы, постановка задач и выбор методов исследования осуществлены автором совместно с д.ф.-м.н. В. К. Смирновым.

Эксперименты по формированию волнообразных наноструктур на поверхности кристаллического кремния и арсенида галлия при их распылении ионами азота выполнялись автором совместно с к.ф.-м.н. П.А. Лепшиным.

Эксперименты по формированию волнообразных наноструктур на поверхности пленок аморфного кремния и кремния на диэлектрике выполнялись автором совместно с к.ф.-м.н. И.В. Журавлевым.

Эксперименты по плазмохимическому травлению ВНР были проведены в сотрудничестве с к.ф.-м.н. И.И. Амировым.

Обработка полученных данных, интерпретация результатов, выявление основных закономерностей, составляющих научную новизну и практическую ценность исследований, были выполнены совместно с д.ф.-м.н. В.К. Смирновым.

Основная часть публикаций по теме диссертации написаны автором после обсуждения результатов исследований с соавторами работ.

КРАТКОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы диссертации, сформулированы цель и основные задачи работы, основные положения, выносимые на защиту, научная новизна и научно-практическая значимость результатов работы.

Первая глава посвящена обзору главных направлений исследований в области ионно-пучковых методов самоформирования наноструктур на поверхности полупроводников. В § 1.1 рассмотрены основные методы современной суб-100-нм литографии и процессы

самоформирования наноструктур. Отмечено, что процессы самоформирования могут выступать альтернативой чрезвычайно дорогостоящим методам литографии в задачах формирования массивов наноточек и нанолиний. В § 1 2 рассмотрены ионно-пучковые методы самоформирования наноструктур Среди широкого спектра явлений самоформирования объектов на поверхности твёрдых тел вполне определенное место занимают структуры в виде волнообразной топографии, возникающие при наклонной бомбардировке поверхности потоками ионов с энергией 1-10 кэВ. Волнообразный микрорельеф (BMP), инициируемый наклонной ионной бомбардировкой, представляет собой волнообразную структуру на поверхности твердого тела периодическую в плоскости падения ионного пучка с ориентацией гребней волн перпендикулярной данной плоскости и не зависящей от кристаллографической ориентации образца.

Для разработки на основе BMP нанотехнологии, совместимой с существующей микротехнологией, сформулированы критерии отбора систем ион-материал, в которых образуется BMP. Требования совместимости ионных пучков и материалов с процессами и материалами, применяемыми в микротехнологии, планарности, минимальности длины волны, высокого аспектного отношения поперечного сечения (отношения амплитуды к периоду) BMP, стабильности, производительности процесса и малой глубины ионного распыления, на которой образуется BMP, были приняты в качестве критериев отбора систем перспективных для дальнейших исследований. Выбор систем производился на основании литературных данных, опубликованных до начала настоящей работы, т.е. до 1996 года.

В §§ 1.3-1.5 выполнен детальный анализ литературных данных для следующих систем: 02+-GaAs, 02+-lnAs; Cs+-GaAs; Ne+, Ar\ Xe+ -Si; Cs+-Si; 02+-Si; N2+-Si; и др. Основное количество публикаций посвящено трем системам: 02+-GaAs, инертный пучок ионов - Si и 0/-Si. Ионы инертных газов малоперспективны по причине высоких доз ионного воздействия и того, что минимальное значение длины волны X составляет около 0.4 мкм. Хотя в отношении системы N/-Si информация представлена лишь фактом существования

волнообразного рельефа, она представляется перспективной для исследований и можно ожидать образования волнообразного нанорельефа (ВНР) в этой системе.

По результатам анализа литературы для решения задачи по формированию волнообразных микро- и наноструктур на поверхности кремния выбор сделан в пользу пучков 02+ и N2\ Для обеих систем 02+-Si и N2+—Si актуальной и первоочередной задачей является проведение исследования процесса образования BMP, его динамики развития и микроскопических характеристик в зависимости от основных экспериментальных параметров: энергии ионов - Е, угла бомбардировки относительно нормали к поверхности - 9 и температуры образца - Т. Параллельное изучение двух систем позволит выявить роль типа пучка в данном процессе при близких атомных массах химически активных ионов.

В § 1.6 представлено подробное рассмотрение существовавших к началу настоящей работы литературных данных о природе BMP и свойствах приповерхностных слоев твердых тел, модифицированных ионным облучением. В основном рассматриваются три инициируемые ионной бомбардировкой явления на поверхности: ионное распыление, диффузия и вязкое течение в модифицированном слое. По результатам анализа литературных данных сделан вывод о том, что кроме вязкого течения в модифицированном слое под вопросом оказываются роли диффузии и ионного распыления, как факторов, задающих длину волны BMP. Целесообразной представляется постановка экспериментов по уточнению влияния указанных факторов на процесс образования BMP для построения модели данного явления.

На основании литературного обзора в заключительной части главы сформулированы конкретные задачи диссертационной работы.

Во второй главе в §§ 2.1 и 2.2 проведено комплексное сравнение волнообразных наноструктур и процессов их образования на поверхности кремния в системах 02+-Si и N2+-Si на основании зависимостей динамики процессов, морфологии, и длины волны наноструктур X от энергии ионов Е, угла ионной бомбардировки в и температуры кремния Т. Установлено, что процесс образования ВНР в

системе N2+-Si является управляемым и воспроизводимым, а ВНР -наиболее перспективная наноструктура для практических применений.

В § 2.1 на основании изучения топографии поверхности и электронной эмиссии при бомбардировке кремния ионами 02+ и N2* установлено, что изменение интенсивности сигнала оже-электронов Si(LW) с глубиной ионного распыления отражает различные стадии образования волнообразного микрорельефа. На глубине образования BMP Dm сигнал оже-электронов начинает нарастать из-за появления малоамплитудного микрорельефа с углами наклона склонов волн около 5°. Причиной роста сигнала является то, что склоны волн рельефа, обращенные навстречу ионному потоку, обогащаются кислородом (азотом), а противоположные склоны - кремнием. В используемой геометрии экспериментов эффективность сбора оже-электронов Si(LW) энергоанализатором возрастает по мере роста амплитуды волн. На глубине Dm обе системы N2+-Si и 02*-Si находятся на одинаковой стадии эволюции - на поверхности существует достаточно пленарный малоамплитудный BMP. Рост амплитуды волн завершается на глубине формирования BMP Dp. Таким образом, наблюдение электронной эмиссии позволяет следить за динамикой образования ВНР и регистрировать глубины Dm и DF in situ.

Эксперименты по исследованию процессов образования рельефа на поверхности монокристаллического кремния с ориентацией (100) и (111) п- и р-типа проводимости при распылении пучками ионов 02+ и N2+ выполнялись на растровом электронном оже-спекгрометре (РЭОС) PHI 660, оснащенном ионной пушкой с источником ионов типа дуоплазмотрон. При работающем дуоплазмотроне давление в камере образцов не превышало 2x10"7 Topp. Уровень остаточного вакуума составлял 2x10'10 Topp. Специальный держатель образцов в РЭОС обеспечивал вариацию их температуры в широком диапазоне Т= -50 - 750°С. Пучки ионов диаметром около 20 мкм разворачивались в растры размером от 30x30 до 1000x1000 мкм2. Диапазон токов ионных пучков варьировался от 30 нА до 1 мкА. Доза ионного воздействия изменялась в интервале от 5х1017 до 5х1019 см"2. Бомбардировка

поверхности образцов осуществлялась ионами с энергией Е=0,7-8 кэВ в интервале углов бомбардировки 9=0-75°. In situ контроль стадий развития рельефа осуществлялся по сигналу оже-электронов Si(LW). Наряду с режимом ионной оже-спектроскопии (ИОС) использовался режим электронной оже-спектроскопии (ЭОС). В последнем случае электронная оже-эмиссия возбуждалась электронным зондом с энергией 10 кэВ, развернутым в растр 50x50 мкм2 в центральной области кратера ионного распыления. В отдельных экспериментах варьировались энергия и плотность тока электронного зонда. Глубины кратеров распыления измерялись профилометром Talystep. Морфология поверхности исследовалась при помощи растровых электронных микроскопов (РЭМ) JSM-25S, JSM-840 и LEO 430 и атомно-силового микроскопа (ACM) P4-SPM. Важно отметить, что не обнаружено влияния кристаллической структуры и ориентации образца Si, а также потока ионов на процесс образования волнообразного микрорельефа.

Исследование динамики развития BMP показало, что в случае системы N2+—Si X остается постоянной, а интенсивный рост амплитуды волн, начавшийся на глубине Dm, прекращается на глубине распыления DF. В качестве иллюстрации на Рис. 1 приведено РЭМ-

Е, кэВ

Рис 1 Вид ВНР в системе Рис 2 Зависимости глубины Эт от

Е=10 кэВ, 9=45° Стрелкой указано энергии ионов Е при различных углах

0 2 4 6 8 10

направление потока ионов

0 для системы N2+-Si

изображение ВМР, отвечающего глубине распыления 0Р. Морфология ВМР (Рис. 1, Рр=280 нм) не изменяется по мере дальнейшего распыления, т.е. в системе в! в диапазоне глубин распыления до ЗхОт « 0,85 мкм существует пленарный стабилизированный ВМР. Это одно из принципиальных отличий системы М2+—от 02+-51 Для последней, морфология формируемой на глубине От периодической структуры подвержена прогрессирующему ухудшению вплоть до полного уничтожения периодичности и планарности при дальнейшем распылении, что является крайне негативным фактором в плане структурирования поверхности кремния пучком ионов 02+.

Глубины От, отражающие одинаковую стадию эволюции ВМР в обеих системах, различаются по значениям более чем на порядок величины при одинаковых экспериментальных условиях. Так, при Е=10 кэВ, 0=45°, От =0,12 мкм в системе 1М2+-31 и Рт =1,8 мкм в системе 02+—Для систем 02+-31 и М2+—получены зависимости глубины От от энергии ионов при различных углах 0. На Рис. 2 показано семейство энергетических зависимостей От для системы М2+-Э. Аналогичная картина наблюдается и для системы 02+-8г Линейный характер функции От(Е) позволяет легко управлять процессом образования ВМР и величиной X за счет изменения энергии ионов.

"т.

Рис 3 Зависимость глубины от температуры Рис 4 зависимость длины кремния Т в системе М2 -в.. волны ^ от тубины ^ в

системе Ы2+-31.

В § 2.2 представлены температурные зависимости глубины От. В отличие от энергетических данные зависимости имеют сложный вид и существенным образом отличаются для систем и 02*-31 В

последнем случае 0т(Т) характеризуется интенсивным ростом при увеличении Т от ТКОМн до -500К. Для системы Иг*-» роста От от Т не наблюдается, и имеются протяженные участки постоянства От (Рис. 3). Коме того, благоприятный характер температурной зависимости процесса рельефообразования в системе позволяет при заданной Е эффективно снижать величину X посредством нагрева образца.

Угловая зависимость От монотонно спадает с ростом угла ионной бомбардировки 6. При подходе к углу вкр, несмотря на стремление X к конечному значению, происходит очень сильное замедление развития ВМР (От -» да при 6 0КР). Попытки поиска ВМР при углах 9 < 9кр не увенчались успехом. Топография поверхности была представлена только в виде ямок травления с острыми кромками.

На основании данных РЭМ и АСМ установлена связь длины

Е, кэВ

Рис 5 Карта морфологии поверхности для системы Цифрами

обозначены области 1 - ямки травления; 2 - ямки травления и ВНР; 3 - "чистый" ВНР, 4 - ВНР с разрывами волн, 5 - рельеф, протяженный вдоль направления ионной бомбардировки

волны к ВМР и глубины образования рельефа От. В определенном интервале глубин зависимость ЦОт) является линейной. В случае системы М2+—Э! график приведен на Рис 4. По величине От, зарегистрированной ¡п в'йи, легко определяется к.

В условиях настоящей работы для системы 02+—диапазон изменения к составил 0,12 - 0,45 мкм. В литературе сообщается о достижении к » 0,1 мкм при Е = 1,5 кэВ. Ниже этого порогового значения энергии образования ВМР не обнаружено. Таким образом, с помощью пучка ионов 02+ можно только подойти к верхней границе интересуемого интервала периодов структуры (10-100 нм). Учитывая нестабильность ВМР в процессе роста его амплитуды, применение пучка ионов 02+ для достижения поставленной в настоящем исследовании цели проблематично.

Таким образом, наиболее перспективным для наноструктури-рования поверхности кремния является пучок ионов 1М2+, который обеспечивает формирование плотных массивов волнообразных наноструктур с управляемым периодом в диапазон от 20 до 100 нм. Поэтому дальнейшие исследования были сосредоточены на системе

В § 2.3 получены энергетические, угловые, температурные и дозовые зависимости морфологии, глубины формирования Ор и длины волны нанорельефа к в системе N/-81. Совокупность экспериментальных данных была использована для построения карты морфологии поверхности в координатах (Е, 9), представленной на Рис. 5, где схематично выделены области формирования рельефа характерной топографии при заданных условиях ионного распыления. Область существования "чистого", невозмущенного дефектами ВНР в интервале энергий Е=3- 8 кэВ ограничена диапазоном углов 9=43-55°. Пороговая энергия формирования ВНР составляет около 1 кэВ. В настоящей работе при Е=1 кэВ и 9=55° сформирован ВНР с длиной волны 25 нм.

В отличие от глубины От, на которой морфология малоамплитудного рельефа в системах 02+-31 и N/-51 находится на одинаковой стадии эволюции, глубина Эр характеризует волнообразный рельеф на стадии завершения роста амплитуды волн.

Рельеф в системе 02+-31 утрачивает планарность на глубине 0Р и при дальнейшем распылении подвергается сильному возмущающему дозовому воздействию совместно с ростом X. Стабильность ВНР в системе выражающаяся в постоянстве длины волны и

морфологии ВНР при распылении в интервале глубин 0Р - 30Р, делает величины 0Р и X основными характеристиками процесса

формирования ВНР в данной системе. При этом ЭР выступает интегральной характеристикой динамики процесса развития ВНР.

Линейный характер

энергетических зависимостей йР и А. в интервале Е=3-9 кэВ позволяет выделить энергию в качестве экспериментального параметра, наиболее удобного для управления процессом формирования ВНР (Рис. 6 а). В окрестности угла 9«р«390 в интервале энергий Е= 4 - 8 кэВ зависимость 0Р(6) имеет ярко выраженный асимптотический характер 0Р(в) -> <х> аналогичный зависимости От(9). В отличие от 0Р(9) длина волны стремится к конечным значениям при бкр (Рис. 6 б). В интервале температур Т = 20 - 750 °С установлено влияние нагрева образца кремния на динамику развития и морфологию ВНР. 0Р и X ВНР не изменяются в интервале температур от Ткомн до 300 °С (Рис. 6 в). При нагреве

§100

50 0 160

120

г

1 80

40

0 200

б

кэВ

Е=4 кэВ^3 0

40 45 50 55 0. град.

в

Е=8 кэВ 9=46° . ° О О ^-О-туоо^.

А Е=5 кэВ 6=46° \

Е=1.6 кэВ 9=55°

—ОЦ"0

400

600

800 Т, К

Рис 6. Энергетические, угловые и температурные зависимости длины волны ВНР в системе

образца свыше 300 "С значения и X. монотонно уменьшаются с ростом температуры. В диапазоне Е=1,6-8 кэВ и 9=38-55° влияние температуры на процесс развития ВНР снижается с уменьшением энергии ионов и ростом угла бомбардировки.

Таким образом, зависимости и X от основных управляющих параметров (Е, 0, Т) процесса образования ВНР позволяют осуществлять управляемое формирование волнообразных наноструктур с заданным периодом от 25 до 150 нм на поверхности монокристаллического кремния.

В § 2.4 изучены геометрия, состав и внутреннее строение индивидуальных волн ВНР на атомном уровне в системе М2+— Геометрия волны определяет перспективы использования ВНР как массива наноструктур. Она установлена прямым способом - из наблюдений сколов образцов в РЭМ. Поперечное сечение волны близко к треугольному, а симметрия волны и углы наклона ее склонов задаются углом бомбардировки 9 Так, например, углу 9 = 45° отвечает геометрия в виде симметричного треугольника с углами наклона склонов около 25°. В данном случае локальные углы бомбардировки склонов волн составляют = 20°, 02 = 70°.

Методом РЭОС на

См/С* 2,0

1,5

1,0

0,5

ex situ о E=10 кэВ

. Л д А А д v E= 5 кэВ

.0 Q0 ь

Y дЕ= 1,5 кэВ

Р, in situ 0 E= 5 кэВ

. ♦----------- i • О □ E= 9 кэВ

Pz

¡6 ! в о

V в

10 20 30 40 50 0, град

70 80

Рис. 7. Зависимость отношения концентраций Cn/C& от угла бомбардировки 6 кремния ионами N2+. In situ - литературные данные.

установке PHI 660 исследована угловая зависимость состава поверхности при бомбардировке кремния ионами азота (Рис. 7). Оже-спектры поверхности

регистрировались после

завершения образования

модифицированного слоя до образования ВНР (что отвечало дозам ионного воздействия около 5x1 о17 см-2) по завершении ионного облучения (ex situ). На Рис. 7 эти данные изображены совместно с литературными данными, которые получались in

situ во время ионной бомбардировки. Рост ex situ значений С^/Са, длящийся не более 30 мин., обусловлен релаксационными процессами в модифицированном слое. Главные особенности угловой зависимости См/С& в системе N2+-Si проявляются при углах бомбардировки 0 » 32 и 34°. Угол в » 32° отвечает началу спада отношения Cn/Csi. При 9 « 34° отношение См/Са близко к стехеометрическому значению 1.33. На указанные значения углов 9 практически не оказывает влияния энергия ионов. Свыше угла 9 » 34° формируется модифицированный слой гетерогенного состава. При 9 < 34° происходит образование слоя нитрида кремния, содержащего сверхстехеометрический азот.

Исследование модифицированного слоя в системе N2+-Si выполнено методом ВИМС на приборе IMS-4F. Слои формировались в широком интервале углов бомбардировки 6 = 0-70°, энергий Е= 3-9 кэВ и температур Т = Ткомн - 1023 К. С помощью ВИМС измерены распределения азота по глубине модифицированного слоя, которые сопоставлялись с фазовым составом слоев известным из литературных данных по ИК Фурье-спектроскопии (ИФС) пропускания. Установлено, что в отличие от 9 и Е нагрев образца до 1023 К не оказывает существенного влияния на форму профиля распределения

нм

200г-

азота. Вместе с тем данные ИФС свидетельствуют об

изменении

условий

Л Г" Л

о 9=45" Е=3-9 кэВ А 6=45-55* Е=9кэВ

образования нитридной фазы из-за отжига дефектов в условиях бомбардировки ионов при Т > 523 К. При температурах имплантации свыше 773 К кремний, окружающий нитридные

преципитаты, остается в основном кристаллическим. Частичной рекристаллизацией

О 10 20 30 40

•с, нм

Рис 8 Зависимость длины волны от толщины модифицированного слоя в системе

от

аморфного слоя и

уменьшением его толщины,

слоя

и

а

1

Рис. 9 ПЭМ-изображения сечений ВНР исходного (а) и после отжига (б)

Цифрами обозначены 1 - oc-SiN, 2 - a-Si, 3 - c-Si.

100 nm

по-видимому, может объясняться характер поведения температурной зависимости длины волны ВНР в системе N2*—Si (Рис. 6 в).

Взаимосвязь длины волны X ВНР и толщины аморфизованного слоя т для системы N2+-Si определена из данных послойного ВИМС-анапиза модифицированных слоев (Рис. 8). Длина волны X неоднозначно связана с т Зависимости X(z) можно представить в виде семейства прямых, каждая из которых отвечает изменению энергии Е при 0 =Const. Эти зависимости подобны зависимостям Dm(E) на Рис. 2 и ^(Е) на Рис. 6 а. Диапазон вариации значений X составляет (3,5-4,5)т. Наиболее существенно влияние угла 9 проявляется в интервале 45-55°. Таким образом, при 0 -Const X растет линейно с увеличением т за счет вариации энергии ионов, однако т само по себе не однозначно задает пространственный период ВНР. Важную роль в данном случае играет угол бомбардировки.

Структура индивидуальных волн ВНР на атомном уровне определена методом просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) на приборе ЕМ 400 фирмы Philips. Волны ВНР состоят из нескольких слоев (Рис. 9 а). Так, в частности, на склоне волны с Л=125 нм, обращенном к потоку ионов, имеется слой аморфного нитрида кремния a-SiN со сверхстехиометрическим содержанием азота толщиной 15 нм. Ниже этих слоев четко различим слой аморфного кремния a-Si толщиной 13 нм, под которым расположена область кристаллического кремния c-Si, имеющая атомно резкую границу толщиной не более двух параметров решетки (~1 нм). Наблюдения в ПЭМ не выявили дефектов и дислокаций в кристаллическом кремнии. Установлено, что при изменении X за счёт вариации энергии ионов

азота происходит пропорциональное изменение указанных толщин слойв. Отжиг при температуре 1100 °С в течение 1 часа в вакууме 10~7 Topp приводит к полной рекристаллизации слоя аморфного кремния и его эффективному освобождению от азота. Волны треугольной формы содержат только слой a-SiN, покрывающий кристаллический кремний с атомно резкой границей между слоями (Рис. 9 б). Таким образом, методом ПЭМ была установлена точная форма и внутреннее строение волны на атомном уровне для ВНР в системе N2+-Si. Обнаружено наличие атомно резких границ между внутренними слоями ВНР. Показано влияние отжига на геометрию и внутреннее строение ВНР.

В § 2.5 изложены результаты исследования процесса распыления кремния ионами азота, и рассмотрена их взаимосвязь со свойством стабильности ВНР в системе N2+-Si. Коэффициенты распыления У определяли по измерению объема распыленного материала на образцах кремния-на-изоляторе (КНИ). Условия (Е, 0) выбирались специально, чтобы исключить развитие топографии в системе N2+-Si (см. Рис. 5). Измерения проводились в РЭОС PHI 660 на образцах КНИ со слоем кремния 193+3 нм. Окончание момента распыления слоя кремния определялось по сигналам оже-элекгронов

Si(KLL) и O(KLL). В экспериментах применялось диафрагмирование потока ионов, для того чтобы повысить точность определения объема распыленного кремния. В настоящей работе измерена энергетическая зависимость Y(E) для энергий ионов азота в диапазоне Е = 0,8 - 8 кэВ при 9 = 37° и угловая зависимость У(0) для Е = 0,8 кэВ. Угловые зависимости Y(0)/Y(O) совместно с литературными данными показаны на Рис. 10

Y(eyY(0)

0, град.

Рис 10 Угловые зависимости коэффициента распыления кремния ионами Ог и N2*. О, □- литературные данные

На основании угловых зависимостей коэффициента распыления объяснены причины стабильности ВНР и геометрия волн в системе N2+-Si. На склонах волн, обращенных к ионному потоку, согласно данным по геометрии волны локальный угол бомбардировки G-, варьируется от 16 до 27° при изменении угла 0 от 41 до 54°, соответственно. В свою очередь зависимость Y(8) весьма слабо меняется в интервале углов 9 от 0 до «30° и только при 9 > 30° демонстрирует сильный рост. Такое поведение зависимости Y(0) означает, что на данных склонах коэффициент распыления минимизируется, и они становятся трудно распылимыми Кроме того, отсутствует движущая сила в виде производной dY/d9 для уменьшения локального угла бомбардировки 0, -» 0° и, дальнейшая эволюция ВНР прекращается. В этом состоит причина стабильности ВНР в системе N2+-Si. В случае системы 02+-Si зависимость Y(9) также ответственна за формирование микрорельефа. Стремление к реализации нормальных условий бомбардировки (9i»0°) на склонах волн, обращенных к ионному потоку, сопровождается длительной эволюцией BMP, приводящей к его разрушению. Таким образом, в угловых зависимостях коэффициента распыления кремния ионами азота находится причина, как геометрии индивидуальных волн ВНР, так и стабильности ВНР в системе N2+-Si.

В § 2.6 представлены результаты экспериментов по исследованию устойчивости процесса образования ВНР к таким важным факторам воздействия на поверхность, как содержание кислорода в камере образца, электронное облучение и состав ионного пучка. Было установлено, что замедление развития ВНР (рост DF) без изменения морфологии и X наблюдается только при давлениях кислорода свыше Р=5хЮ"в Topp. Анализ состава поверхности методом РЭОС в условиях ионной бомбардировки также показал устойчивый рост содержания кислорода и одновременное уменьшение содержание азота при напуске кислорода свыше 5x10"® Topp, что коррелирует с поведением зависимости DF(P).

Аналогичный характер зависимости процесса образования ВНР и его морфологии обнаружен в случае электронного облучения В экспериментах с пучком электронов с энергией 10 кэВ установлено,

что электронное облучение в процессе ионного распыления приводит к эффективному замедлению развития ВНР (рост при углах ионной бомбардировки 9<55° и плотностях электронного тока, превышающих 50 мА/см2. Это более чем на порядок величины больше типичных значений плотностей тока электронных пучков, используемых для контроля формирования ВНР.

Высока оказалась устойчивость процесса образования ВНР и к содержанию водорода в составе ионного пучка. Не обнаружено заметных отличий в динамике развития и морфологии ВНР (Х=80 нм) вплоть до отношения Ы Н=1:1 (Ы2Н2+) Только в случае пучка ионов МН3+ образования ВНР не наблюдалось.

Исследования особенностей развития и морфологии ВНР в пленочных структурах металл/кремний показали, что наличие на поверхности кремния пленок металлов Аи, Р1, Т1 и У7 приводит к ускоренному развитию возмущенного дефектами ВНР за счет развития топографии на интерфейсе металл/ кремний.

Таким образом, формирование волнообразного нанорельефа является хорошо управляемым процессом, достаточно устойчивым к воздействию различных факторов, что позволяет осуществлять данный процесс в установках промышленного уровня.

Рис 11 ПЭМ-изображения поперечного сечения ВНР в КНИ после отжига в вакууме 10~7 Topp при Т=1100 °С в течение 1 часа.

1 - аморфный нитрид кремния;

2 - кристаллические кремниевые проволоки;

3 - диоксид кремния.

В третьей главе представлены результаты экспериментов по формированию массива кристаллических кремниевых нанопроволок на основе ВНР в структуре КНИ, по формированию ВНР на микроучастке поверхности кремния, а также результаты исследований процессов формирования ВНР в слоях аморфного кремния различного типа и переноса ВНР из аморфного кремния на поверхности различных подложек.

В § 3.1 описаны эксперименты по формированию кремниевых нанопроволок, которые проводились на установке ВИМС IMS-4F с использованием образцов КНИ с толщиной слоя кремния На=193 им на слое Si02 толщиной 375 нм. В процессе ионной бомбардировки положение ВНР по глубине слоя кремния в области границы Si/Si02 контролировалось по сигналу вторичных ионов кислорода. Вакуумный отжиг сформированной структуры при Т=1100 °С в течение 1 часа в вакууме 10"7 Topp приводит к образованию гребнеобразных волн (Рис 11). Такая геометрия волн обусловлена процессом уноса кремния в виде SiO в условиях вакуумного отжига. Кристаллические кремниевые проволоки с поперечным сечением около 25 нм находятся на поверхности слоя Si02 и разделены промежутком в половину длины волны. Поперечный размер тела кремния в проволоках определяется' длиной волны ВНР, моментом окончания распыления в области границы Si/Si02 и условиями отжига. Таким образом, формирование ВНР на КНИ дает решение проблемы формирования плотных массивов кристаллических кремниевых нанопроволок. Это оказалось возможным благодаря уникальным свойствам ВНР в системе N2+-Si: ппанарности, благоприятного внутреннего строения индивидуальных волн, высокой степени управляемости процессом формирования ВНР и стабильности ВНР.

В § 3.2 показано решение задачи формирования ВНР на заданном микроучастке поверхности кремния в виде протяженного узкого канала. В качестве маскирующих покрытий для локализации процесса образования ВНР на поверхности использовался слой нитрида кремния с тонким подслоем диоксида кремния. Минимальная ширина канала составила 1 мкм. В его области на поверхности кремния формировался ВНР. Важно заметить, что сочетание двух процедур в виде формирования ВНР в области границы Si/Si02

материала КНИ и локализация ВНР на его поверхности позволит создать структуру, в которой при соответствующей ширине зазора между кремниевыми площадками, они будут соединены плотным массивом кристаллических кремниевых нанопроволок.

В §§ 3.3 и 3.4 представлены результаты исследований морфологии и динамики развития ВНР, формируемого в слоях аморфного кремния, полученных различными методами: электроннолучевого испарения кремния (a-SiE), магнетронного распыления кремниевой мишени (a-SiM), химического осаждения из газовой фазы при низком давлении (a-Siv) и осаждения из низкочастотного разряда моносилана (a-Si:H). Слои a-Si осаждались на подложки из монокристаллического кремния (c-Si) со слоем термического Si02 Установлено, что характер угловых и энергетических зависимостей DF и X для образцов аморфного кремния аналогичен c-Si. Различие заключается в меньших глубинах DF и в больших значениях X по сравнению с c-Si. В зависимости от типа кремния уменьшение DF может составлять от 10 до -50%, а увеличение X 5-30%. Микротопография исходной поверхности является фактором, приводящим к ускоренному развитию ВНР в слоях a-Si. На основании полученных экспериментальных данных сделан вывод о том, что пленки аморфного кремния a-SiE и э-Sím являются полноценной альтернативой кристаллическому кремнию для формирования ВНР.

-—-Следует отметить отсутствие

чч

i к «

* К

\ *

чДКЧ4

» ь.i • \Л Li \ . » W.4. Ч './: \ \

Рис 12 ВНР на полиимиде На вставке показано поперечное сечение ВНР

влияния толщины слоя аморфного кремния на процесс образования

нанорельефа и его морфологию. Это означает, что определяющими являются свойства только

модифицированного слоя вне зависимости от субстрата и его строения.

В § 3.5 с учетом того, что слои аморфного кремния

могут быть нанесены на различные материалы, представлены результаты экспериментов по переносу нанорельефа из слоя аморфного кремния в подложки из диоксида кремния, полиимида, фианита, стекла и арсенида галлия. Для данных материалов на глубине распыления от границы с a-Si близкой к амплитуде волны (~30 нм) происходит практически точный перенос морфологии и геометрии волны ВНР из слоя a-Si в нижележащий слой (Рис. 12). Факт постоянства длины волны при переносе топографии в подложку за счет распыления в плане природы образования ВНР ставит под вопрос роль распыления в задании периода нанорельефа. Перенос ВНР в тонкие пленки металлов приводит к формированию массивов металлических нанопроволок. Продемонстрирован пример формирования серебряных нанопроволок на стекле Таким образом, существование ВНР теперь не ограничено кристаллическим и аморфным кремнием. Он может быть создан даже на поверхности материалов, в которых он не образуется.

В четвертой главе представлены результаты экспериментов по модификации ВНР методами жидкостного и плазмохимического травления Модификации подвергался ВНР, сформированный как на поверхности c-Si (100) КДБ 10-20 Ом-см, так и слоёв a-SiE толщиной 0,48 мкм, осажденных на подложки c-Si с тонким слоем термического Si02. Составляющим элементом каждой волны ВНР являются нанополоски аморфного нитрида кремния, которые играют роль наномаски в процессах травления ВНР.

В § 4.1 рассмотрен процесс жидкостного травления ВНР в растворе состава HN03/HF=250:1. Изотропность процесса жидкостного травления ограничивала максимально достижимую амплитуду модифицированной структуры. В конечном итоге происходит отрыв маскирующих нитридных нанополосок, и формируется малоамплитудный нанорельеф с заостренными вершинами.

В § 4.2 показаны результаты плазмохимического травления ВНР в высокочастотной (40,68 МГц) индукционно связанной плазме Ar-CI2. Плазмохимическое травление ВНР на аморфном кремнии с >.=150 и 36 нм приводит к формированию наномасок из аморфного кремния, состоящих из плотных массивов нанолиний шириной 75 и 18 нм,

соответственно (см. Рис. 13) Анизотропность травления обеспечила вертикальность стенок наногиний. Наличие стоп-слоя в виде оксида кремния ограничивало в данных образцах достижение максимальной амплитуды структуры. Отсутствие стоп-слоя в образцах с-Б1 не ограничивало глубину травления и позволяло достичь максимального аспектного отношения модифицированной структуры равного восьми.

В § 4.3 продемонстрирован результат двухстадийного процесса модификации ВНР, целью которого являлось формирование структуры с новой геометрией. Последовательное действие плазмохимического и жидкостного травлений приводит к образованию структуры с аспектным отношением около 2 и заостренными вершинами гребней с радиусом закругления нанометрового масштаба. Полученная структура характеризуется высокой степенью планарности и однородности элементов массива по высоте.

Пятая глава посвящена решению проблемы когерентности, которая свойственна процессам самоформирования наноструктур Наряду с системой М2+—проводились исследования системы N2*-ОаАэ, в которой удалось наблюдать ВНР с высокой степенью, как планарности, так и когерентности.

В § 5.1 представлены результаты исследования системы

Мг^-ваАз с уникальным свойством природной

когерентности ВНР.

Малоамплитудный ВНР с Х=130 нм, отличающийся практически полным отсутствием обрывов волн и очень малым числом их пересечений, образуется в узком диапазоне углов 0=55-58° при Е=8 ке\/ на глубине ~ 1 мкм. Морфология структуры не изменяется вплоть до глубины распыления в 35 мкм = 35хОр. Амплитуда волны составляет 13 нм. Склоны волн наклонены

на 8-9° относительно исходной поверхности.

Экспериментально установлено, что область существования когерентного ВНР в системе ^-ваЛв является областью максимального значения производной коэффициента распыления или фактора роста амплитуды волн. Системам с природной когерентностью свойственно приблизительное уравновешивание факторов роста и сглаживания амплитуд, и, поэтому, наблюдаемые когерентные структуры образуются либо на относительно больших глубинах распыления, как в системе ^-ваЛв, либо при больших дозах ионного облучения и, соответственно, временах, как в системе "ионы воздуха - стекло". В этих условиях волны начинают расти практически одновременно. Напротив, неодновременность роста волн - причина их некогерентности.

В §§ 5.2-5 4 излагаются способы получения когерентности, индуцированной внешними воздействиями на поверхность кремния или специальной организацией процесса формирования ВНР. В результате получаются структуры различной упорядоченности, что важно для практических применений, требующих лишь необходимой степени когерентности, в полной мере оправдывающей средства ее достижения

В § 5.2 рассмотрено двухстадийное формирование ВНР в системах 02+—и N/-51, основанное на том, что в системе 02+-81 ВНР на глубине От имеет повышенную упорядоченность волн.

Качественные представления о природе образования ВНР как о

ЯРВ

яг

ШфШЫ

т.м«' имгшч

■ ............. ................

Рис 14 ВНР на поверхности a-Si, сформированный после направленной механической обработки поверхности (а) и без направленной обработки (б)

процессе релаксации упругих анизотропных напряжений в модифицированном ионной бомбардировкой слое за счет вязкого течения этого слоя позволили предложить методы упорядочивания волн ВНР. Создание благоприятных упругих напряжений при направленном воздействии на поверхность частиц абразива и усиление градиента упругих напряжений в зоне локального формирования волн ленточным ионным пучком в режиме поочередного их роста составили основу данных методов.

В § 5.3 представлен способ существенного увеличения ориентированности волн ВНР в системе N2^—за счет предварительной направленной обработки поверхности кремния частицами оксида хрома (см. Рис. 14), отличающейся от полировки поверхности тем, что нет необходимости удалять кремний с поверхности. Нужна лишь направленная модификация поверхности на уровне анизотропных напряжений. При этом длина волны ВНР задается условиями ионной бомбардировки (Е, 6), а не размером частиц. Достигнута воспроизводимость результатов по формированию упорядоченных наноструктур данным методом.

Принципиальным решением проблемы когерентности ВНР является процесс бегущего ленточного ионного пучка (БИП), детально

Рис 15 Участок когерентного массива волн ВНР с периодом 90 нм

изложенный в § 5.4. В результате данного процесса формируется массив нанолиний с практически абсолютной когерентностью. На основании анализа закономерностей образования ВНР показано, что для осуществления процесса БИП требуется фокусировка ионного пучка, определяемая соотношением УУ«20А (1/У - ширина ленточного пучка). При этом на наклонном локальном участке распыляемой поверхности обеспечивается режим поочередного роста волн. В результате осуществления процесса БИП на установке ВИМС 1М5-4Р получен когерентный массив волн ВНР, фрагмент которого показан на Рис. 15. Важно отметить, что протяженность волн в данном методе задается длиной прямолинейного участка ленточного пучка ионов, которая составляла 45 мкм.

Шестая глава посвящена вопросу о природе явления образования волнообразной топографии, инициируемой ионной бомбардировкой, который вызывал интерес на всем протяжении исследований. Однако ответ на этот вопрос возможно дать только на основании анализа всей совокупности экспериментального материала, полученного в настоящей работе, а также имеющегося в литературе.

В § 6.1 экспериментально показано, что процесс образования ВНР носит двухстадийный характер. До глубины распыления От происходит зарояадение малоамплитудных эмбриональных волн. Скорость этого процесса гораздо меньше, чем скорость роста амплитуды волн на второй стадии за счет распыления, которая начинается на глубине йт и завершается на глубине Эр. Результаты специального эксперимента указывают на независимость двух стадий образования ВНР. При одних условиях ионной бомбардировки (Е, 0) осуществлялось формирование модифицированного слоя, затем при других условиях формировался ВНР. Оказалось, что длина волны задается именно условиями образования модифицированного слоя, а не последующим ионным воздействием. Таким образом, условия формирования модифицированного слоя при ионном облучении определяют длину волны нанорельефа, а не ионное распыление.

В § 6.2 проведена оценка роли диффузии, вязкости и упругих напряжений в образовании волнообразной наноструктуры.

Экспериментально установлено отсутствие краевых эффектов на субволновом уровне при формировании ВНР вблизи сколов кристалла кремния. Согласно зависимости Х(Т) для системы нагрев

образца в процессе ионного облучения не приводит к увеличению длины волны, а, напротив, вызывает уменьшение длины волны. Линейная энергетическая зависимость длины волны от толщины модифицированного слоя Цх) указывает на то, что т выступает в роли масштаба для данного явления в системе N2"—Б! (АУт « 4), и эффект температуры, вызывая частичный отжиг модифицированного слоя, может сказываться на его толщине. Циклический режим распыления при температуре образца Т=700 °С подавляет развитие ВНР в системе В данном случае модифицированный слой между

циклами распыления, по-видимому, успевает в значительной степени восстановить кристаллическую структуру. Из литературы известен факт наблюдения интерференции волн в виде регулярных массивов наноточек в областях пересечения волновых фронтов ВНР на топографической поверхности. Совокупность данных результатов отвергает определяющую роль как диффузии, в том числе и ионно-стимулированной, так и распыления в задании длины волны ВНР.

Вышеизложенное послужило стимулом критического анализа известной гидродинамической модели формирования ВНР, соответствующей экспериментальным данным. В результате подстановки вместо давления ионного потока значения нормальных напряжений в диапазоне (0,1-1)х109 Па по направлению ионной г бомбардировки, которые обычно возникают при формировании

аморфных модифицированных слоев, получены оценки постоянной времени роста амплитуды волн 1к=33-330 с, скорости вязкого течения модифицированного слоя =0,16-1,6 нм/с и поверхностного натяжения у = 0,1-1 Н/м, которые коррелируют с данными экспериментов. Таким образом, построение модели образования ВНР возможно на основе синтеза гидродинамической модели и известных подходов, рассматривающих вязкоупругую релаксацию модифицированного слоя и процессы образования анизотропных напряжений в материалах при ионной бомбардировке

В § 6.3 предложена качественная модель процесса формирования ВНР. Образование ВНР представляет собой двухстадийный процесс. На первой стадии происходит зарождение малоамплитудного рельефа с определенной длиной волны А,, а на второй - включается распыление как фактор роста амплитуды рельефа без изменения X. Стадия зарождения малоамплитудного рельефа начинается с формирования модифицированного слоя. В областях каскадов столкновений возникают остаточные напряжения, анизотропия которых определяется направлением ионной бомбардировки. Напряжения релаксируют через вязкое сдвиговое течение модифицированного слоя с образованием волнообразного рельефа суб-нанометровой амплитуды. Важно отметить, что существует прямая связь напряжений на поверхности твердого тела и свободной энергии его поверхности, а именно стягивающие тангенциальные напряжения вдоль поверхности увеличивают свободную энергию поверхности, что согласно гидродинамической модели ускоряет образование ВНР. Данное ускорение, наблюдаемое в экспериментах, служит основой упорядочения ВНР при помощи создания анизотропных напряжений на поверхности кремния за счет направленной ее обработки.

На стадии распыления дифференциация состава на склонах волн приводит к росту амплитуды волны. В конечном итоге на склонах волн, обращенных к ионному потоку, формируются нанополоски из нитрида кремния. Построение количественной модели процесса образования ВНР в настоящее время затруднено по причине отсутствия данных по вязкоупругим свойствам модифицированного слоя. Тем не менее, предложенная качественная модель развития ВНР в наибольшей степени соответствует всей совокупности экспериментальных данных.

В седьмой главе рассматриваются приложения ВНР. Совокупность свойств ВНР на монокристаллическом и аморфном кремнии, возможность переноса наноструктуры на различные материалы и формирования наномасок из аморфного кремния, глубокая модификация геометрии волны, решение проблемы когерентности в вариантах, как индуцированного упорядочения волн,

так и природного в системе ^-ваЛв — все это обеспечивает достаточно широкий спектр потенциальных применений ВНР.

В § 7.1 выполнен анализ потенциальных применений волнообразных наноструктур. Учитывая возможность модификации ВНР и его переноса на поверхность различных материалов, а так же решение задачи по созданию кристаллических кремниевых нанопроволок на основе ВНР и КНИ, спектр его потенциальных применений может быть достаточно широким (см. Рис. 16). Области применений нанорельефа могут включать микромеханику, электронные и оптоэлекгронные приборы на квантовых проволоках, в том числе и сенсорные устройства. Глубоко модифицированный рельеф в виде ленточных наноострий может являться базовым элементом для холодных эмиттеров электронов в вакуумных и твердотельных приборах. Перенесенный на поверхность стекла и полиимида нанорельеф может использоваться в качестве элементов субволновой оптики и ориентирующих подложек для жидких кристаллов. Сформированные с помощью ВНР наномаски, состоящие из нанополосок аморфного кремния с поперечными размерами и расстояниями между ними в диапазоне от 75 до 18 нм могут найти

Рис. 17 Периодически легированный канал п-МОП-транзистора.

применение в различных областях нанотехнологии. С их помощью могут быть изготовлены поляризаторы видимого оптического диапазона на основе решетки металлических нанопроволок и МОП-транзисторы с объемными каналами в виде массивов вертикальных пластин. Подобные конструкции позволяет эффективно подавлять короткоканальные эффекты при малых длинах каналов порядка десятков нанометров в неквантовых режимах работы МОП-транзисторов и улучшать их характеристики. Периодическое легирование канала классического п-МОП-транзистора на основе наномаски из аморфного кремния, созданной путем модификации ВНР, также приводит к улучшению характеристик транзистора.

В § 7.2 предложен способ изготовления поляризатора видимого оптического диапазона на основе решетки металлических нанопроволок, расположенной на стеклянной подложке. Данные поляризаторы известны и в настоящее время изготавливаются при помощи оптической литографии и плазмохимического травления алюминия. Для улучшения качества поляризаторов требуется уменьшение периода решетки до 100 нм. Альтернативной более дешевой технологией может выступать нелитографический способ формирования наномасок из аморфного кремния с последующим травлением алюминия при помощи этих наномасок.

В § 7.3 предложен способ периодического легирование канала классического п-МОП-транзистора на основе наномаски из аморфного кремния. Это является примером улучшения характеристик МОП-транзистора за счет наноструктуры в классическом неквантовом режиме функционирования транзистора. Работа по его созданию на микроэлектронном заводе детализирована в §§ 7.3.1-7.3.5.

В § 7.3.1 показано, что МОП-транзистор с периодически легированным каналом (ПЛК-МОПТ) можно рассматривать как цепочку

последовательно соединенных короткоканальных субтранзисторов с общим затвором (см Рис. 17). При этом в канале эффективно масштабируется напряжение стока в приистоковых легированных нанообластях, что ослабляет правила масштабирования для субтранзисторов в приистоковой области и за счет этого возможно не легировать дополнительно канал, оставляя высокую подвижность электронов в нем Улучшение работы транзистора состоит в увеличении продольного поля в канале пропорционально геометрическому фактору а=Щ где X - период легирования, с! -расстояние между легированными нанообластями, что пропорционально увеличивает ток стока и крутизну транзистора.

В § 7.3 2 изложена последовательность процессов изготовления наномаски. Наномаска формировалась на участках поверхности 110x110 мкм2, включающих области формирования транзисторов, которые обрабатывались последовательно. Бомбардировка поверхности слоя аморфного кремния пучком ионов азота М2+ с энергией ионов Е=8 кэВ при 0=45° приводила к образованию ВНР с длиной волны Х=150 нм на глубине формирования 0р=120 нм. Направление потока ионов устанавливалось вдоль канала

Рис. 18 Вольтамперные характеристики ПЛК-МОП- и стандартного МОП-транзисторов с длиной канала 1 мкм

транзистора. Выбор ВНР с довольно большой длиной волны был обусловлен основной целью работы - получить пространственно разделенные легированные нанообласти, ограничиваясь возможностями 0,8-мкм технологии. Реактивное ионное травление ВНР в индукционно-связанной ВЧ плазме Аг-С12 завершало формирование наномаски, состоящей из нанолиний аморфного кремния шириной около 75 нм, периодом 150 нм и высотой около 100 нм и расположенной на тонком слое экранирующего Si02 в областях формирования транзисторов.

В § 7.3.3 рассмотрены особенности формирования сверхтонких слоев кремния, легированных мышьяком. В данном случае проводилась имплантация As+ в структуру Si02/Si с энергией 30 кэВ и дозой 3,13x1013 см"2. Распределение мышьяка определялось методом ВИМС с разрешением по глубине около 1 нм на приборе IMS-4F. Установлено, что отжиг вызывает формирование узкого пика 6,0x1019 см'3 шириной около 3 нм. Измерениями удельного сопротивления ионно-легированного слоя кремния установлена его 100% активация. Таким образом, активированный мелкозалегающий пик мышьяка позволил успешно осуществить задачу легирования

Рис. 19. Крутизна ПЛК-МОП- и стандартного МОП-транзисторов с длиной канала 1 мкм.

канала при энергии имплантации ионов 30 кэВ.

В § 7.3.4 изложена последовательность технологических операций по формированию ПЛК-МОПТ, которые изготавливались на основе п-МОП-транзисторов, интегрированных в тестовые структуры на пластинах, по стандартной технологии уровня 0,8 мкм на микроэлектронном заводе. Отличия от стандартных операций заключались в формировании 20-нм экранирующего Si02 на транзисторных площадках, нанесении слоя a-Si, формировании наномаски, имплантации As* в канал, сжигании наномаски в плазме SFe-Аг и удалении экранирующего S¡02.

В § 7.3.5 продемонстрированы электрические характеристики ПЛК-МОПТ в сравнении со стандартными n-МОП-транзисторами. Из Рис. 9 и 10 видно, что ПЛК-МОПТ имеет 40% выигрыш в токе стока и крутизне. Оптимизация термобюджета и снижение энергии имплантации мышьяка позволят избежать легирования канала между областями имплантации. Это сохранит подвижность электронов и максимизирует эффект периодического легирования до фактора а.

ВЫВОДЫ

1. Исследованы морфология волнообразного микро- и нанорельефа при распылении поверхности монокристаллического кремния потоками ионов кислорода и азота низких энергий, а также динамика образования рельефа посредством in situ регистрации стадий его формирования, основанной на вторично-электронной эмиссии. Из анализа энергетических, угловых и температурных зависимостей глубин образования и периода волнообразного рельефа на монокристаллическом кремнии, формируемого различными типами ионов, сделан вывод о том, что ионы азота являются наиболее технологичным инструментом для наноструктурирования поверхности кремния ионной бомбардировкой.

2. Впервые в широком диапазоне изменения параметров получены энергетические, угловые, температурные и дозовые зависимости морфологии, глубины формирования и длины волны волнообразного нанорельефа, инициируемого бомбардировкой ионами азота, на поверхности монокристаллического и аморфного кремния. Определена область существования волнообразного нанорельефа в

координатах (энергия ионов, угол бомбардировки).

3. Впервые методом просвечивающей электронной микроскопии определено внутреннее строение индивидуальных волн волнообразной наноструктуры как исходной, так и после высокотемпературных отжигов. Установлена устойчивость процесса образования волнообразного нанорельефа относительно содержания кислорода в камере образца, электронного облучения, содержания водорода в ионном пучке и шероховатости исходной поверхности. Измерены угловые и энергетические зависимости коэффициента распыления кремния ионами азота и угловые зависимости состава поверхности в процессе распыления кремния ионами азота, на основании которых определен состав противоположных склонов индивидуальных волн и объяснена их геометрия. На склонах волн, обращенных к ионному потоку, формируется фаза аморфного нитрида кремния. Установлена связь длины волны наноструктуры X и глубины модифицированного слоя т, которая является линейной при постоянном угле ионной бомбардировки: А.« 4т.

4. Впервые на основе волнообразного нанорельефа разработан нелитографический способ формирования плотных пленарных массивов протяженных наноструктур с управляемым периодом до 20 нм. В структуре КНИ сформирован плотный массив кристаллических кремниевых нанопроволок. Созданы массивы периодических наноструктур на кристаллическом и аморфном кремнии с различной геометрией поперечного сечения и высоким аспектным отношением посредством плазмохимического и жидкостного травления волнообразной наноструктуры. Для наномасок из аморфного кремния достигнуты поперечные размеры нанолиний и зазоров между ними равные 18 нм.

5. Разработан способ переноса волнообразного нанорельефа из слоя аморфного кремния в слои других материалов методами ионного распыления, жидкостного или плазмохимического травления. Продемонстрировано формирование волнообразного нанорельефа на поверхности подложек из диоксида кремния, полиимида, фианита, стекла, арсенида галлия и ряда металлов посредством его переноса из слоя аморфного кремния в подложки за счет ионного распыления.

6. Впервые разработаны способы и принципы аппаратуры для формирования когерентных волнообразных наноструктур различной степени упорядоченности. Высококогерентные структуры с качеством краев линий превосходящим литографическое формируются в режиме поочередного роста волн ленточным пучком ионов азота, перемещающимся с постоянной скоростью поперек своего протяжения. Ширина ионного пучка \Л/, определяемая по полувысоте распределения интенсивности, связана с длиной волны наноструктуры X соотношением \Л/~20Х. Наноструктуры с повышенной когерентностью относительно исходной формируются при помощи предварительной направленной механической обработки поверхности кремния за счет применения абразивов в режимах, которые не приводят к удалению кремния с поверхности, причем длина волны задается условиями ионного облучения, а не размером частиц абразива.

7 На основании анализа совокупности экспериментальных данных, полученных по волнообразному нанорельефу, предложена модель его формирования на основе вязкоупругой релаксации анизотропных остаточных напряжений в модифицированном слое, вызванных ионной бомбардировкой. Показано, что процесс образования волнообразного нанорельефа носит двухстадийный характер. Длина волны малоамплитудного волнообразного нанорельефа определяется стадией формирования модифицированного слоя при бомбардировке поверхности кремния ионами азота. Дальнейший рост амплитуды рельефа без изменения длины волны и дифференциация состава склонов волн происходят в процессе ионного распыления за счет угловых зависимостей коэффициента распыления.

8. Разработан нелитографический способ периодического легирования канала п-МОП-транзистора для увеличения крутизны и тока стока транзистора. На основе волнообразной наноструктуры была сформирована наномаска из полос аморфного кремния шириной 75 нм, расположенная на слое экранирующего оксида кремния в области канала транзистора. Канал легировался ионами мышьяка Ав+ с энергией 30 кэВ и дозой 3x1013 см'2. После удаления маски, смены

экранирующего оксида на подзатворный и остальных стандартных технологических операций изготовления транзистора с 1-мкм каналом, были выполнены электрические тесты, которые показали 40% улучшение крутизны и тока стока в сравнении со стандартными транзисторами. Имеется значительный резерв улучшения достигнутого результата до 100-150% за счет понижения энергии имплантации и оптимизации режимов отжига.

9. Выполнен анализ широкого спектра потенциальных применений волнообразной наноструктуры. Плотные массивы кристаллических кремниевых нанопроволок с сечением около 10 нм могут являться базовой структурой транзисторов на квантовых проволоках и устройств оптоэлектроники. Волнообразный нанорельеф на поверхности стекла или полиимида может использоваться в качестве ориентирующих подложек для жидких кристаллов в жидкокристаллических экранах. Плотные массивы ленточных наноострий из кристаллического или аморфного кремния могут служить основой электронных эмиттеров в вакуумных и твердотельных приборах. Наномаски из плотных массивов кремниевых полос с шириной в диапазоне от 10 до 75 нм могут применяться для создания объемных МОП-транзисторов с каналами на основе массивов вертикальных пластин, в том числе и на КНИ, а также для изготовления поляризаторов видимого и ультрафиолетового оптических диапазонов из алюминиевых нанопроволок.

Публикации по теме диссертационной работы

Содержание диссертации изложено в 42 работах, наиболее важными из которых являются следующие:

1. Смирнов В.К., Кривелевич С.А., Кибалов Д.С., Лепшин П.А. Структурирование поверхности кремния ионными пучками. -Труды ФТИАН, 1997, т. 12, с. 62-85.

2. Кривелевич С.А., Кибалов Д.С., Лепшин П.А., Смирнов В К. Влияние температуры на структуру поверхности при воздействии ионных пучков. - Физика и химия обработки материалов, 1998, № 2, с. 27-32.

3. Смирнов В.К., Лепшин П.А., Кривелевич С.А., Кибалов Д.С. Зависимость процесса рельефообразования при бомбардировке

кремния ионами азота от энергии и угла бомбардировки. -Неорганические материалы, 1998, т. 34, № 11, с. 1081-1084.

4. Смирнов В.К., Кривелевич С.А., Кибалов Д.С., Лепшин П.А. Способ формирования твердотельных наноструктур. - Патент РФ №2141699, МПК H01L21/265, Опубл. 20.11.1999, Бюл. № 32.

5. Smirnov V.K., Kibalov D.S., Krivelevich S.A., Lepshin P.A., Potapov E.V., Yankov R.A., Skorupa W„ Makarov V.V., Danilin A.B. Wave-ordered structures formed on SOI wafers by reactive ion beams. -Nuclear Instruments and Methods in Physics Research B, 1999, v. 147, pp. 310-315.

6. Смирнов B.K., Кибалов Д.С., Лепшин П.А., Бачурин В.И. Влияние топографических неоднородностей на процесс образования волнообразного микрорельефа на поверхности кремния. -Известия РАН. Серия физическая, 2000, т. 64, № 4, с. 626-630.

7. Смирнов В К., Кибалов Д.С. Установка для формирования наноструктур на поверхности полупроводниковых пластин ионными пучками. - Патент РФ № 2164718. МПК H01L21/265, H01J37/30, Опубл. 27.03.2001, Бюл. № 9.

8 Кибалов Д С., Смирнов В.К., Журавлёв И.В, Смирнова Г.Ф., Рудый А.С, Лепшин ПА. О природе волнообразного микрорельефа, инициируемого бомбардировкой поверхности кремния ионами азота. - Материалы XV международной конференции "Взаимодействие ионов с поверхностью" ВИП-2001, МАИ, Москва, 2001, т. 1, с. 63-66.

9 Смирнов В.К., Кибалов Д.С. Способ образования кремниевой наноструктуры, решетки кремниевых квантовых проводков и основанных на них устройств. - Патент РФ № 2173003, МПК H01L21/265, В82В1/00, Опубл. 27 08.2001, Бюл. № 24.

10. Смирнов В.К., Кибалов Д.С. Установка для формирования рисунка на поверхности пластин. - Патент РФ № 2181085. МПК B44D5/00, В41М1/28, Опубл. 10.04.2002, Бюл. № 10.

11. Журавлев И.В., Смирнова Г.Ф., Кибалов Д.С., Смирнов В.К. Зависимость морфологии волнообразного нанорельефа на кремнии от угла бомбардировки поверхности ионами азота. -Поверхность, 2002, № 10, с. 100-104.

12. Смирнов В.К., Кибалов Д.С. Способ формирования рисунка на поверхности пластины. - Патент РФ № 2181086. МПК B44D5/00, В41М1/28, Опубл. 10.04.2002, Бюл. № 10.

13. Смирнов В.К , Кибалов Д.С. Установка для формирования рисунка на поверхности пластин. - Патент РФ № 2180885. МПК B44D5/00, В41М1/28, Опубл. 27.03.2002, Бюл. № 9.

14. Смирнов В.К., Кибалов Д.С., Гергель В.А. Способ изготовления полевого транзистора с периодически легированным каналом -

Патент РФ № 2191444. МПК H01L21/335, Опубл. 20.10.2002, Бюл. №29.

15. Smirnov V.K., Kibalov D.S., Orlov О.М. Graboshnikov V.V. Technology for nanoperiodic doping of a metal-oxide-semiconductor field-effect transistor channel using a self-forming wave-ordered structure. - Nanotechnology, 2003, v. 14, pp. 709-715.

16. Смирнов B.K., Кибапов Д.С. Способ формирования нанорельефа на поверхности пленок. - Патент РФ № 2204179. МПК H01L21/265, Опубл. 10.05.2003, Бюл. № 13.

17. Amirov I.I., Zhuravlev IV., Kibalov D.S., Lepshin P.A., Smirnov V.K. Plasmachemical etching of wave-ordered structure formed on amorphous silicon surface by nitrogen ion bombardment. - Physics of Low-Dimensional Structures, 2003, v. 9/10, pp. 51-58.

18. Журавлев И.В., Кибалов Д.С., Смирнова Г.Ф., Смирнов В.К. Формирование волнообразных наноструктур на пленках аморфного кремния распылением ионами азота. - Письма в ЖТФ, 2003, т. 29, № 22, с. 58-62.

19 Кибалов Д.С., Журавлев И В., Лепшин П.А., Смирнов В.К. Перенос волнообразного нанорельефа на поверхность различных материалов. - Письма в ЖТФ, 2003, т. 29, № 22, с. 63-67.

20. Смирнов В.К., Кибалов Д.С. Способ формирования упорядоченных волнообразных наноструктур (варианты). -Патент РФ № 2240280. МПК H01L21/306, Опубл 20.11.2004, Бюл. №32.

21. Кибалов Д.С., Орлов О.М., Симакин С.Г., Смирнов В.К. Анализ сверхтонких слоев имплантации мышьяка в кремнии методом вторично-ионной масс-спектрометрии. - Письма в ЖТФ, 2004, т. 30, №21, с. 21-26.

!

í

1

1122 150

РЫБ Русский фонд

2006-4 18638

Введение.

Глава 1. Ионно-пучковые методы самоформирования волнообразных наноструктур на поверхности полупроводников.

1.1. Суб-100-нанометровая литография и самоформирование наноструктур на поверхности полупроводников.

1.2. Ионно-пучковые методы самоформирования наноструктур.

1.3. Волнообразный микрорельеф на поверхности арсенида галлия.

1.4. Волнообразный микрорельеф на поверхности кремния.

1.5. Волнообразный микрорельеф в системах (V-Si и N2+-Si.

1.6. Модельные представления о природе волнообразного микрорельефа, инициируемого ионной бомбардировкой, и задачи исследования.

Глава 2. Волнообразный рельеф на поверхности кремния, инициируемый ионами Ог и N2+.

2.1. Регистрация стадий образования и дозовые зависимости морфологии и длины волны волнообразного микрорельефа.

2.2. Энергетические, угловые и температурные зависимости глубины образования микрорельефа, взаимосвязь глубины образования и длины волны микрорельефа.

2.3. Угловые, энергетические, дозовые и температурные зависимости морфологии, глубины формирования и длины волны нанорельефа в системе N2+ — Si.

2.4. Геометрия и внутреннее строение волнообразной наноструктуры в системе N2+ - Si.

2.5. Угловые и энергетические зависимости коэффициента распыления кремния ионами N2+.

2.6. Факторы, влияющие на динамику процесса образования волнообразной наноструктуры в системе N2+- Si.

Глава 3. Волнообразная наноструктура в кремнии-на-изоляторе, в аморфном кремнии и перенос волнообразного нанорельефа на поверхность различных материалов.

3.1. Формирование кристаллических кремниевых нанопроволок в структуре кремний-на-изоляторе.

3.2. Волнообразная наноструктура на микроучастке поверхности кремния.

3.3. Морфология волнообразной наноструктуры и динамика ее образования в слоях аморфного кремния различного типа.

3.4. Энергетические и угловые зависимости морфологии, длины волны и глубины формирования волнообразной наноструктуры в аморфном кремнии.

3.5. Перенос волнообразного нанорельефа из слоя аморфного кремния на поверхность различных материалов.

Глава 4. Модификация геометрии волнообразной наноструктуры.

4.1. Жидкостное травление волнообразной наноструктуры.

4.2. Плазмохимическое травление волнообразной наноструктуры.

4.3. Двухстадийный процессе плазмохимического и жидкостного травления волнообразной наноструктуры.

Глава 5. Когерентность волнообразных наноструктур.

5.1. Природная когерентность волнообразного нанорельефа в системе N2+-GaAs.

5.2. Когерентность волнообразной наноструктуры, индуцированная последовательной бомбардировкой поверхности кремния ионами 02+ и N2+.

5.3. Когерентность волнообразной наноструктуры в системе N2+-Si, индуцированная направленной обработкой поверхности кремния.

5.4. Когерентность волнообразной наноструктуры в системе N2+-Si, индуцированная движущимся ленточным ионным пучком.

Глава 6. Природа волнообразной наноструктуры.

6.1. Двухстадийность процесса образования волнообразной наноструктуры.

6.2. Оценка роли диффузии, вязкости и упругих напряжений в образовании волнообразной наноструктуры.

6.3. Модель образования волнообразной наноструктуры.

Глава 7. Потенциальные применения волнообразной наноструктуры.

7.1. Анализ потенциальных применений волнообразной наноструктуры.

7.2. Поляризатор оптического диапазона на основе решетки металлических нанопроволок.

7.3. МОП-транзистор с периодически легированным каналом.

7.3.1. Устройство МОП-транзистора с периодически легированным каналом.

7.3.2. Формирование наномаски.

7.3.3. Особенности формирования сверхтонких слоев кремния, легированных мышьяком.

7.3.4. Последовательность технологических операций.

7.3.5. Электрические характеристики транзистора.

Выводы.

Благодарности.

Актуальность темы. В настоящее время интенсивно развиваются нанотехнологии - методы формирования объектов с размерами 10-100 нм. Получение наноразмерных объектов на основе полупроводниковых материалов за счет процессов самоформирования вызывает повышенный научный и практический интерес. Кроме того, кремний является базовым материалом электронной промышленности, однако работы по созданию на его основе наноструктур существенно менее продвинуты по сравнению с соединениями АШВУ. Так, например, к началу настоящей работы в научной печати отсутствовала информация по формированию одиночных кремниевых проволок с поперечным сечением до 10 нм. Очевидно, что в случае массивов квазиодномерных кремниевых структур ситуация еще более проблематична. Создание массивов квазиодномерных наноструктур с поперечным сечением в диапазоне 25-45 нм и с высокой плотностью элементов хотя и доступно современным методам литографии, однако является чрезвычайно дорогостоящим. Зондовая сканирующая микроскопия имеет очень низкую производительность. В настоящее время нет методов высокой производительности для создания плотных массивов линий с шириной 18 нм и менее. Альтернативный вариант решения проблемы создания массивов наноструктур на поверхности полупроводниковых материалов основывается на явлении самоорганизации, т.е. спонтанном формировании наноструктур при определенных условиях воздействия на поверхность.

Поток низкоэнергетических ионов может выступать в качестве фактора такого воздействия, при определенных условиях приводящего к самоформированию на поверхности ряда полупроводников периодической структуры в виде волнообразного микрорельефа с субмикронным значением длины волны. Однако к началу настоящей работы представленные в литературе экспериментальные данные были крайне ограничены и не позволяли судить о степени управляемости процессом образования микрорельефа. Более того, оставался открытым вопрос о существовании волнообразного нанорельефа (ВНР) на кремнии, т.е. о возможности достижения нанометрового масштаба (10-100 нм) периода структуры. Низкоэнергетичные ионные пучки представляются достаточно привлекательным инструментом для нанотехнологии, а задача по созданию с их помощью массивов наноструктур на поверхности кремния за счет процесса самоформирования является новой и актуальной.

Успех решения проблемы определяется степенью управляемости процесса образования ВНР на кремнии. Требуется получение совокупности зависимостей процесса от основных управляющих параметров ионного воздействия: типа ионов; энергии; угла бомбардировки; температуры образца. Только при высокой степени управления процессом формирования периодических наноструктур на кремнии возможна постановка задачи по созданию массивов квазиодномерных структур (кремниевых проволок) на основе материала кремний-на-изоляторе. Одним из принципиальных условий в данном случае должен стать in situ контроль процесса на различных стадиях.

Актуальным является не только изучение условий образования волнообразного микро- и нанорельефа, но и детальное исследование таких фундаментальных аспектов взаимодействия с поверхностью кремния низкоэнергетичных химически активных ионов как формирование модифицированного слоя и распыление. Эти процессы играют важную роль в формировании топографии поверхности.

Целью работы является экспериментальное исследование процессов взаимодействия ионов кислорода и азота низких энергий с поверхностью кремния, закономерностей образования волнообразных наноструктур на поверхности кремния и на основании этого создание физических основ нелитографических ионно-пучковых методов формирования приборных наноструктур в виде плотных массивов с управляемым периодом.

Основные положения, выносимые на защиту:

1. Установленные экспериментально закономерности образования волнообразного нанорельефа на поверхности монокристаллического кремния потоками ионов кислорода и азота, включающие энергетические, угловые, температурные и дозовые зависимости морфологии, глубины формирования и длины волны нанорельефа. Область существования волнообразного нанорельефа, инициируемого ионами азота, в координатах (энергия ионов, угол ионной бомбардировки). In situ регистрация стадий образования волнообразного нанорельефа по вторичной электронной и ионно-электронной эмиссии.

2. Результаты исследования внутреннего строения индивидуальных волн волнообразного нанорельефа, инициируемого ионами азота на поверхности монокристаллического кремния, методом просвечивающей электронной микроскопии.

3. Установленные экспериментально закономерности образования волнообразного нанорельефа на поверхности аморфного кремния потоком ионов азота, включающие энергетические и угловые зависимости морфологии, глубины формирования и длины волны нанорельефа. Способ переноса волнообразного нанорельефа из слоя аморфного кремния на поверхность различных подложек.

4. Экспериментальное доказательство устойчивости процесса образования волнообразного нанорельефа на поверхности кремния потоком ионов азота к давлению кислорода в вакуумной камере, электронному облучению, содержанию водорода в ионном потоке и шероховатости исходной поверхности.

5. Формирование на основе волнообразного нанорельефа массивов периодических кремниевых наноструктур с разной геометрией поперечного сечения и способ формирования кристаллических кремниевых нанопроволок в структуре кремний-на-изоляторе на заданном микроучастке поверхности.

6. Способы формирования когерентных волнообразных наноструктур различной степени упорядоченности и принципы аппаратуры для их осуществления.

7. Способ периодического легирования канала МОП-транзистора для увеличения крутизны и тока стока.

Научная новизна работы состоит в том, что в ней:

1. Впервые разработан нелитографический способ формирования плотных массивов наноструктур различной геометрии, нанопроволок из кристаллического кремния и наномасок из аморфного кремния с управляемым периодом в диапазоне от 25 до 150 им, основанный на процессе самоформирования волнообразной наноструктуры при распылении кремния ионами азота. Данный процесс может быть осуществлен на заданном микроучастке поверхности кремния. Для наномасок из аморфного кремния достигнуты поперечные размеры нанополосок и зазоров между ними равные 18 нм. Разработан способ переноса волнообразного нанорельефа из слоя аморфного кремния в слои других материалов методами ионного распыления, жидкостного или плазмохимического травления.

2. Впервые получены энергетические, угловые, температурные и дозовые зависимости морфологии, глубины формирования и длины волны волнообразного нанорельефа, инициируемого на поверхности монокристаллического и аморфного кремния бомбардировкой ионами азота, и определена область существования волнообразного нанорельефа на монокристаллическом кремнии в координатах (энергия ионов, угол бомбардировки). Установлено влияние на процесс образования волнообразного нанорельефа давления кислорода в камере образца, электронного облучения, содержания водорода в ионном пучке и шероховатости исходной поверхности.

3. Измерены угловые и энергетические зависимости коэффициента распыления кремния ионами азота и угловые зависимости состава поверхности в процессе распыления кремния ионами азота.

4. Впервые методом просвечивающей электронной микроскопии установлено внутреннее строение индивидуальных волн волнообразной наноструктуры.

5. Впервые разработаны способы и принципы аппаратуры для формирования когерентных волнообразных наноструктур различной степени когерентности. Высококогерентные структуры с качеством краев линий превосходящим литографическое формируются в определенных режимах на поверхности кремния леэточным пучком ионов азота. Наноструктуры с повышенной когерентностью относительно исходной формируются при помощи предварительной направленной обработки поверхности кремния.

6. На основе волнообразной наноструктуры разработан нелитографический способ периодического легирования канала МОП-транзистора для увеличения крутизны и тока стока транзистора.

Научно-практическая значимость результатов работы:

- установленные закономерности процесса образования волнообразного нанорельефа на кремнии позволяют с высокой степенью управляемости и воспроизводимости формировать нанорельеф с требуемой ^геометрией волны и с заданным периодом в диапазоне от 25 до 150 нм за счет выбора основных параметров процесса - энергии ионов азота, угла бомбардировки и температуры кремния;

- процесс образования волнообразного нанорельефа на кремнии, инициируемый бомбардировкой ионами азота, полностью совместим с технологией производства кремниевых интегральных схем и является устойчивым к наличию кислорода в камере образца, электронному облучению, наличию водорода в ионном потоке и шероховатости исходной поверхности, что позволяет осуществлять данный процесс в установках промышленного уровня;

- плотные массивы кристаллических кремниевых панопроволок с сечением около 10 нм могут являться базовой структурой транзисторов на квантовых проволоках и устройств оптоэлекгроники;

- маски из плотных массивов кремниевых нанополос с шириной в диапазоне от 10 до 75 нм могут применяться для периодического легирования каналов планарных кремниевых МОП-транзисторов для увеличения крутизны и тока стока (при этом тип легированных областей канала совпадает с типом легирования истока и стока); маски из когерентных массивов нанополос могут применяться для создания объемных МОП-транзисторов с каналами на основе массивов вертикальных пластин или линий, в том числе и на КНИ;

- волнообразный нанорельеф, перенесенный на поверхности стекла или полиимида, может использоваться в качестве ориентирующих подложек для жидких кристаллов в жидкокристаллических экранах;

- плотные массивы ленточных наноострий из кристаллического или аморфного кремния могут применяться в качестве электронных эмиттеров в вакуумных и твердотельных приборах;

- изготовление поляризаторов видимого оптического диапазона, состоящих из плотных когерентных массивов металлических нанопроволок из алюминия или серебра, на основе масок из плотных массивов нанополос кремния позволит повысить качество поляризаторов за счет уменьшения периода массивов до 100 нм.

255 Выводы

1. Исследованы морфология волнообразного микро- и нанорельефа при распылении поверхности монокристаллического кремния потоками ионов кислорода и азота низких энергий, а также динамика образования рельефа посредством in situ регистрации стадий его формирования, основанной на вторично-электронной эмиссии. Из анализа энергетических, угловых и температурных зависимостей глубин образования и периода волнообразного рельефа на монокристаллическом кремнии, формируемого различными типами ионов, сделан вывод о том, что ионы азота являются наиболее технологичным инструментом для наноструктурирования поверхности кремния ионной бомбардировкой.

2. Впервые в широком диапазоне изменения параметров получены энергетические, угловые, температурные и дозовые зависимости морфологии, глубины формирования и длины волны волнообразного нанорельефа, инициируемого бомбардировкой ионами азота, на поверхности монокристаллического и аморфного кремния. Определена область существования волнообразного нанорельефа в координатах (энергия ионов, угол бомбардировки).

3. Впервые методом просвечивающей электронной микроскопии определено внутреннее строение индивидуальных волн волнообразной наноструктуры как исходной, так и после высокотемпературных отжигов. Установлена устойчивость процесса образования волнообразного нанорельефа относительно содержания кислорода в камере образца, электронного облучения, содержания водорода в ионном пучке и шероховатости исходной поверхности. Измерены угловые и энергетические зависимости коэффициента распыления кремния ионами азота и угловые зависимости состава поверхности в процессе распыления кремния ионами азота, на основании которых определен состав противоположных склонов индивидуальных волн и объяснена их геометрия. На склонах волн, обращенных к ионному потоку, формируется фаза аморфного нитрида кремния. Установлена связь длины волны наноструктуры X и глубины модифицированного слоя х, которая является линейной при постоянном угле ионной бомбардировки: X « 4т.

4. Впервые на основе волнообразного нанорельефа разработан нелитографический способ формирования плотных планарных массивов протяженных наноструктур с управляемым периодом до 20 нм. В структуре КНИ сформирован плотный массив кристаллических кремниевых нанопроволок. Созданы массивы периодических наноструктур на кристаллическом и аморфном кремнии с различной геометрией поперечного сечения и высоким аспектным отношением посредством плазмохимического и жидкостного травления волнообразной наноструктуры. Для наномасок из аморфного кремния достигнуты поперечные размеры нанолиний и зазоров между ними равные 18 нм.

5. Разработан способ переноса волнообразного нанорельефа из слоя аморфного кремния в слои других материалов методами ионного распыления, жидкостного или плазмохимического травления. Продемонстрировано формирование волнообразного нанорельефа на поверхности подложек из диоксида кремния, полиимида, фианита, стекла, арсенида галлия и ряда металлов посредством его переноса из слоя аморфного кремния в подложки за счет ионного распыления.

6. Впервые разработаны способы и принципы аппаратуры для формирования когерентных волнообразных наноструктур различной степени упорядоченности. Высококогерентные структуры с качеством краев линий превосходящим литографическое формируются в режиме поочередного роста волн ленточным пучком ионов азота, перемещающимся с постоянной скоростью поперек своего протяжения. Ширина ионного пучка W, определяемая по полувысоте распределения интенсивности, связана с длиной волны наноструктуры X соотношением W«20A,. Наноструктуры с повышенной когерентностью относительно исходной формируются при помощи предварительной направленной механической обработки поверхности кремния за счет применения абразивов в режимах, которые не приводят к удалению кремния с поверхности, причем длина волны задается условиями ионного облучения, а не размером частиц абразива.

7. На основании анализа совокупности экспериментальных данных, полученных по волнообразному нанорельефу, предложена модель его формирования на основе вязкоупругой релаксации анизотропных остаточных напряжений в модифицированном слое, вызванных ионной бомбардировкой. Показано, что процесс образования волнообразного нанорельефа носит двухстадийный характер. Длина волны малоамплитудного волнообразного нанорельефа определяется стадией формирования модифицированного слоя при бомбардировке поверхности кремния ионами азота. Дальнейший рост амплитуды рельефа без изменения длины волны и дифференциация состава склонов волн нанорельефа происходят в процессе ионного распыления за счет угловых зависимостей коэффициента распыления.

8. Разработан нелитографический способ периодического легирования канала n-МОП-транзистора для увеличения крутизны и тока стока транзистора. На основе волнообразной наноструктуры была сформирована наномаска из полос аморфного кремния шириной 75 нм, расположенная на слое экранирующего оксида кремния в области канала транзистора. Канал легировался ионами мышьяка As+ с энергией 30 кэВ и дозой ЗхЮ13 см'2. После удаления маски, смены экранирующего оксида на подзатворный и остальных стандартных технологических операций изготовления транзистора с 1-мкм каналом, были выполнены электрические тесты, которые показали 40% улучшение крутизны и тока стока в сравнении со стандартными транзисторами. Имеется значительный резерв улучшения достигнутого результата до 100-150% за счет понижения энергии имплантации и оптимизации режимов отжига.

9. Выполнен анализ широкого спектра потенциальных применений волнообразной наноструктуры. Плотные массивы кристаллических кремниевых нанопроволок с сечением около 10 нм могут являться базовой структурой транзисторов на квантовых проволоках и устройств оптоэлектроники. Волнообразный нанорельеф на поверхности стекла или полиимида может использоваться в качестве ориентирующих подложек для жидких кристаллов в жидкокристаллических экранах. Плотные массивы ленточных наноострий из кристаллического или аморфного кремния могут служить основой электронных эмиттеров в вакуумных и твердотельных приборах. Наномаски из плотных массивов кремниевых полос с шириной в диапазоне от 10 до 75 нм могут применяться для создания объемных МОП-транзисторов с каналами на основе массивов вертикальных пластин, в том числе и на КНИ, а также для изготовления поляризаторов видимого и ультрафиолетового оптических диапазонов из алюминиевых нанопроволок.

Благодарности

Выражаю искреннюю благодарность научному консультанту, заведующему лабораторией Физики и химии поверхности Института микроэлектроники и информатики РАН д.ф.-м.н., профессору Смирнову В.К. за предложенную тему диссертации и плодотворное сотрудничество.

Благодарю за сотрудничество своих коллег Лепшина П.А., Журавлева И.В., Смирнову Г.Ф., Симакина С.Г., Потапова Е.В., Батракова Г.И. и Амирова И.И.

1. Seidel P., Canning J., Mackay S., Trybula W. Next Generation Advanced Lithography. Semiconductor Fabtech, 1998, Issue No. 7, Henley Publishing Ltd, pp. 147-172.

2. Валиев К.А., Раков A.B. Физические основы субмикронной литографии в микроэлектронике. М.: Радио и связь, 1984, 352 с.

3. Longo D.M., Benson W.E., Chraska Т., Hull R. Deep submicron microcontact printing on planar and curved substrates utilizing focused ion beam fabricated print heads. Appl. Phys. Lett., 2001, V. 78, No. 7, pp. 981-983.

4. Mamin H.J., Terris B.D., Fan L.S., Hoen S., Barrett R.C., Rugar D. High-density data storage using proximal probe techniques. IBM J. Res. Dev., 1995, V. 39, No. 6, pp. 681-699.

5. Chou S.Y., Krauss P.R., Renstrom P.J. Nanoimprint lithography. J. Vac. Sci. Technol. B, 1996, V. 14, No. 6, pp. 4129-4133.

6. Chang T.H.P., Thomson M.G.R., Kratschmer E., Kim H.S., Yu M.L., Lee K.Y., Rishton S.A., Hussey B.W., Zolgharnain S. Electron-beam microcolumns for lithography and related applications. J. Vac. Sci. Technol. B, 1996, V. 14, No. 6, pp. 3774-3781.

7. Technology Roadmap for Nanoelectronics (First Edition April 1999) European Commission 1ST programme Future and Emerging Technologies Edited by Compano R., Molenkamp L., Paul D.J.

8. Sematech/International Sematech 1999 Annual Report. Austin, TX: Sematech, 2000,42 p.

9. International Technology Roadmap for Semiconductors, 2001 Edition, Lithography. San Jose, CA: Semiconductor Industry Association, 2001, 21 p.

10. International Sematech 2001 Annual Report. Austin, TX: Sematech, 2002, 23 p.

11. International Sematech 2002 Corporate Summary. Austin, TX: Sematech, 2003, 32 p.

12. International Technology Roadmap for Semiconductors, 2003 Edition, Lithography. San Jose, CA: Semiconductor Industry Association, 2003,20 p.

13. Guo L.J. Recent progress in nanoimprint technology and its applications. Topical Review. J. Phys. D: Appl. Phys., 2004, V. 37, pp. R123-R141.

14. Silverman P.J. The Intel Lithography Roadmap. Intel Technology Journal, 2002, V. 06, Issue 02, pp. 55-61.

15. Bates A.K., Rothschild M., Bloomstein T.M., Fedynyshyn Т.Н., Kunz R.R., Liberman V., Switkes M. Review of technology for 157-nm lithography. IBM J. Res. Dev., 2001, V. 45, No. 5, pp. 605-614.

16. Liebmann L.W., Mansfield S.M., Wong A.K., Lavin M.A., Leipold W.C., Dunham T.G. TCAD development for lithography resolution enhancement. IBM J. Res. Dev., 2001, V. 45, No. 5, pp. 651-665.

17. Switkes M., Rothschild M., Kunz R.R., Baek S.-Y., Coles D., Yeung M. Immersion lithography: Beyond the 65nm node with optics. Microlithography World, 2003, V. 12, Issue 2, pp.4-15.

18. Mizusava N., Uda K., Watanabe Y., Pieczulewski C. Global activities making x-ray lithography a reality for 100 nm production and beyond. Future Fab International 5, London: Technology Publishing Ltd., 1997, pp. 177-185.

19. Forber R.A., Chen Z.W., Menon R., Grygier R., Mrowka S., Turcu I.C.E., Gaeta C.J., Cassidy K., Smith H.I. Collimated point-source x-ray nanolithography. J. Vac. Sci. Technol. B, 2002, V. 20, No. 6, pp. 2984-2990.

20. Bourdillon A.J., Williams G.P., Vladimirsky Y., Boothroyd C.B. Near-field x-ray lithography to 15 nm. Proceedings of the SPIE, 2004, V. 5374, pp. 546-557.

21. Utsumi T. Low energy electron-beam proximity projection lithography: Discovery of a missing link. J. Vac. Sci. Technol. B, 1999, V. 17, No. 6, pp. 2897-2902.

22. Yoshida A., Kasahara H., Higuchi A., Nozue H., Endo A., Shimazu N. Performance of beta tool for low-energy electron-beam proximity-projection lithography (LEEPL). Proceedings of the SPIE, 2003, V. 5037, pp. 599-610.

23. Tennant D.M., Fullowan R., Takemura H., Isobe M., Nakagawa Y. Evaluation of a 100 kV thermal field emission electron-beam nanolithography system. J. Vac. Sci. Technol. B, 2000, V. 18, No. 6, pp. 3089-3094.

24. Matsuzaka Т., Soda Y. Electron Beam Lithography System for Nanometer Fabrication. Hitachi Review, 1999, V. 48, No. 6, pp. 340-343.

25. Pfeiffer H.C., Hartley J. Advanced Mask-Making with a Variable-Shaped Electron Beam. Semiconductor Fabtech, 2001, Issue No. 15, Henley Publishing Ltd, pp. 129-134.

26. Muray L.P., Spallas J.P., Stebler C., Lee K., Mankos M., Hsu Y., Gmur M., Chang T.H.P. Advances in arranged microcolumn lithography. J. Vac. Sci. Technol. B, 2000, V. 18, No. 6, pp. 3099-3104.

27. Muraki M., Gotoh S. New concept for high-throughput multielectron beam direct write system. J. Vac. Sci. Technol. B, 2000, V. 18, No. 6, pp. 3061-3066.

28. Ware P. Removing the mask. SPIE's OEMagazine, 2002, No. 3, pp. 26-27.

29. Haraguchi Т., Sakazaki Т., Hamaguchi S., Yasuda H. Development of electromagnetic lenses for multielectron beam lithography system. J. Vac. Sci. Technol., 2002, V. 20, No. 6 pp. 2726-2729.

30. Fantner E.J., Loeschner H. New Tools for Nanotechnology. e&i (Elektrotechnik und Informationstechnik, OVE Verbandszeitschrifl, Vienna, Austria), 2003, V. 120, No. 9, pp. 276-283.

31. Scott K.L., King T.-J., Lieberman M.A., Leung K.-N. Pattern generators and microcolumns for ion beam lithography. J. Vac. Sci. Technol. B, 2000, V. 18, No. 6, pp. 3172-3176.

32. Jiang X., Ji Q., Ji L., Chang A., Leung K.-N. Resolution improvement for a maskless micro-ion beam reduction lithography system. J. Vac. Sci. Technol. B, 2003, V. 21, No. 6, pp. 2724-2727.

33. Williams J.K., Windt D.L. The Scattering with Angular Limitation in Projection

34. Electron-Beam Lithography (SCALPEL) System. Jpn. J. Appl. Phys., 1995, V. 34, pp. 6663-6671.

35. Harriott L.R. SCALPEL: Projection Electron Beam Lithography. Proceedings of the 1999 Particle Accelerator Conference, New York: IEEE, 1999, pp. 595-599.

36. Pfeiffer H.C., Stickel W. PREVAIL An e-beam stepper with variable axis immersion lenses. - Microelectron. Eng., 1995, V. 27, Issues 1-4, pp. 143-146.

37. Bjorkholm J.E. EUV Lithography — The Successor to Optical Lithography? Intel Technology Journal, 1998, V. Q3, pp. 1-8.

38. Gwyn C. EUV Lithography Update. SPIE's OEMagazine, 2002, No. 6, pp. 22-24.

39. Mohondro R. Ion Projection Lithography: Life After Optical. Semiconductor Fabtech, 1995, Issue No. 3, Henley Publishing Ltd, pp. 177-183.

40. Mohondro R. Ions. A Brief History in Time. A Narrative on the History of Lithography and Ion Technology in the Semiconductor Industry A Case for Ion Projection Lithography. - Semiconductor Fabtech, 1996, Issue No. 4, Henley Publishing Ltd, pp. 155-160.

41. Loeschner H., Fantner E.J., Korntner R., Platzgummer E., Stengl G., Zeininger M., Baglin J.E.E., Berger R., Bruenger W.H., Dietzel A., Baraton M.-I., Merhari L. Ion Projection Direct-Structuring (IPDS) for Nanotechnology Applications. 2003,

42. Proc. MRS, V. 739, pp. 3-12.

43. Loeschner H., Buschbeck H., Ecker M., Horner C., Platzgummer E., Stengl G., Zeininger M., Ruchhoeft P., Wolfe J.C. Masked ion beam lithography and direct-structuring on curved surfaces. Proceedings of the SPIE, 2003, V. 5037, pp. 156161.

44. Leung K.N., Herz P., Kunkel W.B., Lee Y., Perkins L., Pickard D., Sarstedt M., Weber M., Williams M.D. Multicusp sources for ion beam lithography applications. -J. Vac. Sci. Technol. B, 1995, V. 13,No. 6, pp. 2600-2602.

45. Lee Y., Leung K.N., Williams M.D., Bruenger W.H., Fallman W., Loschner H., Stengl G. Multicusp ion source for ion projection lithography. Proceedings of the1999 Particle Accelerator Conference, New York: IEEE, 1999, pp. 2575-2577.

46. Леденцов Н. Н., Устинов В. М., Щукин В. А., Копьев П. С., Алферов Ж. И., Бимберг Д. Гетероструктуры с квантовыми точками: получение, свойства, лазеры. Обзор. ФТП, 1998, т. 32, № 4, с. 385-410.

47. Akimov A.N., Fedosenko E.V., Neizvestnyi I.G., Shumsky V.N., Suprun S.P., Talochkin A.B. Formation of Self-Organized Quantum Dot Ensembles in Unstrained GaAs/ZnSe/QD Ge/ZnSe Heterosystem. - Phys. Low-Dim. Struct., 2002, No. 1/2, pp. 191-202.

48. Liua J.L., Khitun A., Wanga K.L., Borca-Tasciuc Т., Liub W.L., Chen G., Yuc D.P. Growth of Ge quantum dot superlattices for thermoelectric applications. Journal of Crystal Growth, 2001, V. 227-228, pp. 1111-1115.

49. Гиваргизов Е.И. Рост нитевидных и пластинчатых кристаллов из пара. М.: Наука, 1977, 304 с.

50. Kamins T.I., Williams R.S., Chen Y., Chang Y.L., Chang Y.A. Chemical vapor deposition of Si nanowires nucleated by TiSi2 islands on Si. Appl. Phys. Letters, 200, V. 76, No. 5, pp. 562-564.

51. Kamins T.I., Williams R.S., Basile D.P. Ti-catalized Si nanowires by chemical vapor deposition: Microscopy and growth mechanisms. J. Appl. Phys., 2001, V. 89, No. 2, pp. 1008-1016.

52. Chung S.W., Yu J.Y., Heath J.R. Silicon nanowire devices. Appl. Phys. Lett., 2000, V. 76, No. 15, pp. 2068-2070.

53. Lew K.K., Reuther C., Carim A.H., Redwing J.M. Template-directed vapor-liquid-solid growth of silicon nanowires. J. Vac. Sci. Technol. B, 2002, V. 21, No. 1, pp. 389-392.

54. Hiruma K., Yazawa M., Katsuyama Т., Okawa K., Haraguchi K., Koguchi M., Kakibayashi H. Growth and optical properties of nanometer-scale GaAs and InAs whiskers. J. Appl. Phys., 1995, V. 77, No. 2, pp. 447-462.

55. Duan X., Lieber C.M. General synthesis of compound semiconductor nanowires. -Adv. Mater., 2000, Vol. 12, pp. 298-302.

56. Samuelson L. Self-forming nanoscale devices. Materials Today, 2003, V. 6, Issue 10, pp. 22-31.

57. Wu X.C., Song W.H., Huang W.D., Pu M.H., Zhao В., Sun Y.P, Du J.J. Crystalline gallium oxide nanowires: intensive blue light emitters. Chem. Phys. Lett., 2000, No. 328, pp. 5-9.

58. Dresselhaus M.S., Dresselhaus G., Saito R. Physical properties of Carbon Nanotubes. Imperial College Press, London, 1998,259 p.

59. Shea H.R., Martel R., Hertel Т., Schmidt Т., Avouris P. Manipulation of Carbon Nanotubes and Properties of Nanotube Field-Effect Transistors and Rings. -Microelectronic Engineering, 1999, V. 46, pp. 101-104.

60. Collins P.G., Arnold M.S., Avouris P. Engineering Carbon Nanotubes and Nanotube Circuits Using Electrical Breakdown. Science, 2001, V. 292, pp. 706709.

61. Wong H. -S. P. Beyond the conventional transistor. IBM J. Res. Dev., 2002, Vol. 46, No. 2/3, pp. 133-168.

62. Routkevitch D., Tager A.A., Haruyama J., Almawlawi D., Moskovits M., Xu J. M. Nonlitographic Nano-Wire Arrays: Fabrication, Physics and Device Applications. -IEEE Trans. Electron Devices, 1996, V. 43, No. 10, pp. 1646-1657.

63. John G.C., Singh V.A. Porous Silicon: theoretical studies. Phys. Reports, 1995, V. 263, pp. 93-151.

64. Fauchet P.M., von Behren J., Herschman K.P., Tsybeskov L., Duttagupta S.P. Porous Silicon Physics and Device Application: A Status Report. Phys. Stat. Sol. (a), 1998, V. 165, No. 3, pp. 3-13.

65. Bisi O., Ossicini S., Pavesi L. Porous Silicon: a Quantum Structure for Silicon Based Optoelectronics. Surf. Sci. Reports, 2000, V. 38, pp. 1-126.

66. Shinada Т., Kimura H., Kumura Y., Ohdomari I. Damage and contamination free fabrication of thin Si wires with highly controlled feature size. Appl. Surf. Sci., 1997, No. 117/118, pp. 684-689.

67. Facsko S., Decorsy Т., Koerdt С., Trappe C., Kurz H., Vogt A., Hartnagel H.L. Formation of Ordered Nanoscale Semiconductor Dots by Ion Sputtering. Science, 1999, V. 285, pp. 1551-1553.

68. Gago R., Vazquez L., Cuerno R., Valera M., Ballesteros C., Albella J.M. Production of ordered silicon nanocrystals by low energy ion sputtering. Appl. Phys. Lett., 2001, V. 78, No. 21, pp. 3316-3318.

69. Borsoni G., Gros-Jean M., Korwin-Pawlowski M.L., Laffitte R., Le Roux V., Vallier L. Oxide nanodots and ultrathin layers fabricated on silicon using nonfocused multicharged ion beam. J. Vac. Sci. Technol. B, 2000, V. 18, No. 6, pp. 3535-3538.

70. Bhattacharya S.R., Ghose D., Basu D., Karmohapatro S.B. Surface Topography of Ar+ bombarded GaAs (100) at various temperatures. J. Vac. Sci. Technol. A, 1987, V. 5, No. 2, pp. 179-183.

71. Берт H.A., Сошников И.П. Изучение распыления фосфида, арсенида и антимонида галлия при бомбардировке ионами Аг+ с энергией 2-8 кэВ. ФТТ, 1993, т. 35, с. 2501-2508.

72. Берт Н.А., Сошников И.П. Распыление полупроводниковых мишеней AlxGaixAs ионами Аг+ с энергией 2-14 кэВ. -ЖТФ, 1997, т. 67, с. 113-117.

73. Качурин Г.А., Реболе JL, Скорупа В., Янков Р.А., Тысченко И.Е., Фреб X., Беме Т., Лео К. Коротковолновая фотолюминесценция слоев Si02, имплантированных большими дозами ионов Si+, Ge+ и Аг+. ФТП, 1988, т. 32, № 4, с. 439-444.

74. Качурин Г.А., Тысченко И.Е., Скорупа В., Янков Р. А., Журавлев К.С., Поздников Н.А., Володин В.А., Гутаковский А.К., Лейер А.Ф.

75. Фотолюминесценции слоев SiC>2, имплантированных ионами Si+ и отожженных в импульсном режиме. ФТП, 1997, т. 31, № 6, с. 730-734.

76. Rusponi S., Boragno C., Valbusa V. Ripple Structure on Metal Surfaces Induced by Ion Sputtering. -Phys. Low-Dim. Struct., 1998, V. 11/12, pp. 55-64.

77. Rusponi S., Costantini G., de Mongeot F.B., Boragno C., Valbusa V. Pattering a surface on the nanometric scale by ion sputtering. Appl. Phys. Lett., 1999, V. 75, No. 21, pp. 3318-3320.

78. Lewis G.W., Nobes M.J., Carter G., Whitton J.L. The mechanisms of etch pit and ripple structure formation on ion bombarded Si and other amorphous solids. Nucl. Instrum. Methods, 1980, No. 170, pp. 363-369.r

79. Navez M., Sella G., Chaperot D. Etude de l'attaque du verre par bombardement ionique. Compt. Rend. Acad. Sci. Paris, 1962, V. 254, pp. 240-244.

80. Carter G., Nobes M.J., Whitton J.L., Tanovic L., Williams J.S. Experimental and theoretical studies of bombardment induced surface morphology changes. Proc. VII Intern. Conf. on Atomic collisions in solids, Moscow, 1977, pp. 178-182.

81. Duncan S., Smith R., Sykes D.E., Walls J.M. Surface morphology of Si (100), GaAs (100) and InP (100) following 02+ and Cs+ ion bombardment. Vacuum, 1984, V. 34, No. 1-2, pp. 145-151.

82. Stevie F.A., Kahora P.M., Simons D.S., Chi P. Secondary ion yield changes in Si and GaAs due to topography changes during 02+ or Cs+ ion bombardment. J. Vac. Sci. Technol. A, 1988, V. 4, pp. 76-80.

83. Gildenblat G., Heath B. A., Katz W. Interface states induced in silicon by tungsten as a result of reactive ion beam etching. J. Appl. Phys., 1983, Vol. 54, pp. 18551859.

84. Karen A., Okuno K., Soeda F., Ishitani A. A study of the secondary- ion yield change on the GaAs surface caused by the 02+ ion- beam- induced rippling. J. Vac. Sci. Technol. A, 1991, V. 9, № 4, pp. 2247-2252.

85. Cirlin E.H., Vajo J.J. SIMS with sample rotation. Proc. of the 8-th Intern. Conf. on Secondary Ion Mass Spectrometry. SIMS VIII / Eds. Benninghoven A. et al., Chichester: Wiley, 1992, pp. 347-350.

86. Elst K., Vandervorst W., Adams F., Tian C. Material and Temperature Dependence of the Ripple Formation. Abstracts book of the Eighth International Conference. National Physical Laboratory, England, Liverpool, 1994, p. 50.

87. Hatada M., Karen A., Nakagawa Y., Saeda M., Uchida M., Okuno K., Soeda F., Ishitani A. Suppression of the ion yield change in GaAs by sample rotation during SIMS measurement. Proc. of the 8-th Intern. Conf. on Secondary Ion Mass

88. Spectrometry. SIMS VIII / Eds. Benninghoven A. et al., Chichester: Wiley, 1992, pp. 351-354.

89. Carter G., Vishnyakov V. Ne+ and Ar+ Ion Bombardment induced Topography on Si. Surf. Interface Anal., 1995, V. 23, pp. 514-520.

90. Vishnyakov V., Carter G., Goddard D.T., Nobes M.J. Topography development on selected inert gas and self-ion bombarded Si. Vacuum, 1995, V. 46, No. 7, pp. 637-643.

91. Carter G., Vishnyakov V., Martynenko Yu.V., Nobes M.J. The effects of ion species and target temperature on topography development on ion bombarded Si. -J. Appl. Phys., 1995, V. 78, No. 6, pp. 3559-3565.

92. Carter G., Vishnyakov V., Nobes M. J. Ripple topography development on ion bombarded Si. -Nucl. Instrum. Methods B, 1996, V. 115, pp. 440-445.

93. Wittmaack K. Effect of surface roughening on secondary ion yields and erosion rates of silicon subject to oblique oxygen bombardment. J. Vac. Sci. Technol. A, 1990, V. 8, No. 3, pp. 2246-2250.

94. Elst K. The analysis of Si-based structures with secondary ion mass spectrometry. Physical aspects related to the use of oxygen bombardment. Ph.D. thesis, Antwerpen, Belgium, September 1993,273 p.

95. Elst K., Vandervorst W. Influence of the composition of the altered layer on the ripple formation. J. Vac. Sci. Technol A., 1994, V. 12, No. 6, pp. 3205-3216.

96. Смирнов В. К., Курбатов Д. А., Потапов Е. В. Исследование взаимодействия пучков ионов азота и кислорода с поверхностью кремния. Известия РАН, Сер. физич., 1992, т. 56, № 3. с. 71-76.

97. Alay J.L., Vandervorst W. XPS Analysis of Ion-beam-induced Oxidation of Substrates. Surf. Interface Anal., 1992, No. 19, pp. 313-317.

98. Beyer G.P., Patel S.B., Kilner J.A. A SIMS study of the altered layer in Si using1.Я02 primaries at various angles of incidence. Nucl. Instrum. Methods B, 1994, V. 85, pp. 370-373.

99. Vajo J.J., Doty R.E., Cirlin E.H. Influence of 02+ energy, flux and fluence on the formation and growth of sputtering- induced ripple topography on silicon. J. Vac. Sci. Technol. A, 1996, V. 14, No. 5, pp. 2709-2720.

100. Смирнов B.K., Курбатов Д.А., Потапов E.B., Жохов А.В. Локализованные по глубине изменения вторично-ионной эмиссии кремния при бомбардировке поверхности ионами N2+. Поверхность, 1993, № 10, с. 65-73.

101. Смирнов В.К., Симакин С.Г., Макаров В.В., Потапов Е.В. Послойный анализ сверхтонких слоев легирования Ge в кремнии методом вторично-ионной масс-спекгрометрии. Микроэлектроника, 1994, т. 23, вып. 5, с. 61-69.

102. Смирнов В.К., Потапов Е.В., Симакин С.Г., Макаров В.В. Разрешение по глубине при послойном анализе 8-легированного кремния методом вторично-ионной масс-спекгрометрии. Труды ФТИАН, 1995, № 9, с. 19-25.

103. Smirnov V.K., Simakin S.G., Potapov E.V., Makarov V.V. SIMS Depth Profiling of Delta Doped Layers in Silicon. Surf. Interface Anal., 1996, V. 7, pp. 469-475.

104. Hajdu С., Paszti F., Lovas I., Freid M. Stress model for the wrinkling of ion-implanted layers. Phys. Rev. B, 1990, V. 41, No. 7, pp. 3920-3922.

105. Freid M., Pogany L., Manuaba A., Paszti F., Hajdu C. Experimental verification of the stress model for the wrinkling of ion-implanted layers. Phys. Rev. B, 1990, V. 41, No. 7, pp. 3923-3927.

106. Paszti F., Fried M., Pogany L., Manuaba A., Mezey G., Kotal E., Lovas I., Lohner Т., Pocs L. Flaking and wave-like structure on metallic glasses induced by MeV-Energy helium ions. -Nucl. Instrum. Methods, 1983, V. 209-210, pp. 273-280.

107. Gutzmann A., Klaumiinzer S., Meier P. Ion-Beam-Induced Surface Instability of Glassy Fe4oNi4oB2o. Phys. Rev. Lett., 1995, V. 74, No. 12, pp. 2256-2259.

108. Trinkaus H., Ryazanov A.I. Viscoelastic Model for the Plastic Flow of Amorphous Solids under Energetic Ion Bombardment. Phys. Rev. Lett., 1995, V. 74, No. 25, pp. 5072-5075.

109. Trinkaus H. Local stress relaxation in thermal spikes as a possible cause for creep and macroscopic stress relaxation of amorphous solids under irradiation. J. Nucl. Mater., 1995, V. 223, pp. 196-201.

110. Volkert C.A. Stress and plastic flow in silicon during amorphization by ion bombardment.-J. Appl. Phys., 1991, V. 70, No. 7, pp. 3521-3527.

111. Volkert C.A. Density changes and viscous flow during structural relaxation of amorphous silicon. J. Appl. Phys., 1993, V. 74, No. 12, pp. 7107-7113.

112. Witvrouw A., Spaepen F. Viscosity and elastic constants of amorphous Si and Ge. -J. Appl. Phys., 1993, V. 74, No. 12, pp. 7154-7161.

113. Snoeks E., Polman A., Volkert C. A. Densification, anisotropic deformation, and plastic flow of Si02 during MeV heavy ion irradiation. Appl. Phys. Lett., 1994, V. 65, No. 19, pp. 2487-2489.

114. Snoeks E., Weber Т., Caeeiato A., Polman A. MeV ion irradiation-induced creation and relaxation of mechanical stress in silica. J. Appl. Phys., 1995, V. 78, No. 7, pp. 4723-4732.

115. Ландау Л.Д., Лифшиц E.M. Теоретическая физика. В 10-ти т. Т. VII. Теория упругости. М.: Наука, 1987, 248 с.

116. Зигмунд П. Распыление ионной бомбардировкой, общие теоретические представления. В кн. "Распыление твердых тел ионной бомбардировкой" / Под ред. Р. Бериша, М.: Мир, 1984, с. 23-98.

117. Sigmund P. A mechanism of surface micro-roughening by ion bombardment. J. Mater. Sci., 1973, V. 8, pp. 1545-1553.

118. Bradley R. M., Harper J. M. Theory of ripple topography induced by ion bombardment. J. Vac. Sci. Technol. A, 1988, V. 6, No. 4, pp. 2390-2395.

119. Mayer T.M., Chason E., Howard A.J. Roughening instability and ion-induced viscous relaxation of Si02 surfaces. J. Appl. Phys., 1994, V. 76, No. 3, pp. 16331643.

120. Chason E., Mayer T.M., Kellerman B.K., Mcllroy D.T., Howard A.J. Roughening Instability and Evolution of the Ge (001) Surface during Ion Sputtering. Phys. Rev. Lett., 1994, V. 72, No. 19, pp. 3040-3043.

121. Сотников B.M. Роль распыления и перераспыления в самоорганизации волнового рельефа при ионной бомбардировке. Поверхность, 1990, № 1, с. 102-107.

122. Сотников В.М. Движение волн регулярного рельефа, генерируемого на поверхности твердого тела, при ионной бомбардировке. Поверхность, 1990, № 6, с. 20-24.

123. Сотников В.М. Моделирование распыления рельефной поверхности ионами аргона. Поверхность, 1992, № 10-11, с. 14-20.

124. Сотников В.М. Генерация волнового рельефа в результате перемещения атомов поверхности, возбужденных при ионной бомбардировке. Известия АН, сер. физическая, 1992, № 6, с. 22-29.

125. Методы анализа поверхности: Пер. с англ. / Под ред. А. Зандерны. М.: Мир, 1979, 582 с.

126. Вудраф Д., Делчар Т. Современные методы исследования поверхности: Пер. с англ.-М.: Мир, 1989, 564 с.

127. Bachurin V.I., Lepshin P.A., Smirnov V.K. Angular dependences of surface composition, sputtering and ripple formation on silicon under N2+ ion bombardment. Vacuum, 2000, V. 56, pp. 241-245.

128. Alkemade P.F., Jiang Z.X. Complex roughening of Si under oblique bombardment by low-energy oxygen ions. J. Vac. Sci. Technol. B, 2001, V. 19, No 5, pp. 1699-1705.

129. Homma Y., Takano A., Higashi Y. Oxygen-ion-induced ripple formation on silicon evidence for phase separation and tentative model. Appl. Surf. Sci., 2003, V. 203204, pp.35-38.

130. Datta D., Bhattacharyya S.R., Chini Т.К., Sanyal M.K. Evolution of surface morphology of ion sputtered GaAs (100). Nucl. Instrum. Methods B, 2002, V. 193, pp. 596-602.

131. Чокин К.Ш., Переверзев Е.Ю. Температурные изменения в профилях концентрации азота, имплантированного в Be, Si, Fe, Nb. Поверхность, 1992, № 1, c.l 15-121.

132. Kim К. J., Moon D. W., Jung K.-H. Mechanism of Facet Formation on Ni Surface by Oxygen Ion Sputtering. Proc. of the 11-th Intern. Conf. on Secondary Ion Mass Spectrometry. SIMS XI / Eds. G. Gillen et al., Chichester: Wiley, 1998, pp. 419-422.

133. Чокин К.Ш., Переверзев Е.Ю. Пробеги ионов азота низкой энергии в кремнии. Поверхность, 1990, № 5, с. 57-60.

134. Shimizu R. Quantitative Analysis by Auger Electron Spectroscopy. Jpn. J. Appl. Phys., 1983, V. 22, No. 11, pp. 1631-1642.

135. Markwitz A., Baumann H., Grill W., Knop A., Krimmel E.F., Bethge K. Investigations of ultrathin silicon nitride layers produced by low-energy ion implantation and EB-RTA. Nucl. Instrum. Methods B, 1994, V. 89, pp. 362-368.

136. De Coster W., Brijs В., Alay J., Vandervorst W. RBS, AES and XPS analysis of ion beam induced nitridation of Si and SiGe alloys. Vacuum, 1994, V. 45, No. 4, pp. 389-395.

137. Petravic M., Williams J.S., Svensson B.G., Conway M. Ion beam induced nitridation and oxidation of silicon. Proc. of the 11-th Intern. Conf. on Secondary1.n Mass Spectrometry. SIMS XI / Eds. G. Gillen et al., Chichester: Wiley, 1998, pp. 331-334.

138. Pan J.S., Wee A.T.S., Huan C.H.A., Tan H.S., Tan K.L. AES analysis of silicon nitride formation by 10 keV N* and N2+ ion implantation. Vacuum, 1996, Pan. 47, No. 12, pp. 1495-1499.

139. Pan J.S., Wee A.T.S., Huan C.H.A., Tan H.S., Tan K.L. AES analysis of nitridation of Si (100) by 2-10 keV N2+ ion beams. Appl. Surf. Sci., 1997, V. 115, pp. 166173.

140. Накамото К. Инфракрасные спектры неорганических и координационных соединений.-М.: Мир, 1966, 411 с.

141. Stein Н. J. Nitrogen in crystalline Si. Mat. Res. Soc. Symp. Proc., 1986, V. 59, pp. 523-535.

142. Luckovsky G., Yang J., Chao S. S., Tyler J. E., Crubyty W. Nitrogen-bonding environments in glow-discharge deposited a-SiH films. Phys. Rev. B, 1983, V. 28, No. 6, pp. 3234-3240.

143. Волгин Ю. H., Уханов 10. И. Колебательные спектры нитрида кремния. -Оптика и спектр., 1975, т. 38, с. 727-730.

144. Бачурин В.И., Лепшин П.А., Смирнов В.К., Чурилов А.Б. Инфракрасная спектроскопия поверхности кремния, подвергнутого бомбардировке ионами азота. Письма в ЖТФ, 1998, т. 24, № 6, с. 18-23.

145. Бачурин В.И., Лепшин П.А., Смирнов В.К., Чурилов А.Б. Исследования процесса формирования нитрида кремния при бомбардировке поверхности ионами азота. Известия РАН, Сер. физич., 1998, т. 62, № 24, с. 703-709.

146. Bachurin V.I., Churilov А.В., Potapov E.V., Smirnov V.K., Makarov V.V., Danilin A.B. Formation of thin silicon nitride layers on Si by low energy N2+ ion bombardment. -Nucl. Instrum. Methods B, 1999, V. 147, pp. 316-319.

147. Вагин С. П., Реутов В. Ф., Сигле В. О., Чакров П. В. Исследование методом просвечивающей электронной микроскопии дефектной структуры кремния вдоль пробега низкоэнергетических ионов азота. Поверхность, 1992, № 1, с. 48-55.

148. Walkup R.E., Rainder S.I. In situ measurements of SiO (g) production during dry oxidation of crystalline silicon. Appl. Phys. Lett., 1988, V. 53, No. 10, pp. 888890.

149. Бачурин В. И., Лепшин П. А., Смирнов В. К. Угловые зависимости распыления кремния ионами азота. Материалы XIV Международной конференции "Взаимодействие ионов с поверхностью", МАИ, Москва, 1999, т. 1, с. 62-65.

150. Veisfeld N., Geller J. D. Ion sputtering yields measurements for submicrometer thin films.-J. Vac. Sci. Technol. A, 1988, V. 6, pp. 2077-2081.

151. Wittmaack K., Poker D. B. Interface broadening in sputtering depth profiling through alternating layers of isotopically purified silicon. 1. Experimental results. -Nucl. Instrum. Methods B, 1990, V. 47, pp. 224-235.

152. Wittmaack K. The effect of the angle of incidence on secondary ion yields of oxygen bombarded solids. - Nucl. Instrum. Methods, 1983, V. 218, pp. 307-311.

153. Homma Y., Maruo T. Comparison of Beam induced Profile Broadening Effects of Galium and Copper in Oxygen - Bombarded Silicon. - Surf. Interface Anal., 1989, V. 14, pp. 725-729.

154. Bischoff L., Teicchert J. Focused Ion Beam Sputtering of Silicon and Related Materials. Manuscript FZR-217, Foschungszentrum, Rossendorf, 1998, 36 p.

155. Sigmund P. Collision theory of displacement damage, ion range and sputtering. -Rev. Roum. Phys., 1972, V. 17, No. 7-9, pp. 823-1105.

156. Reuter W. A SIMS-XPS study on silicon and germanium under О г bombardment. -Nucl. Instrum. Methods B, 1986, V. 15, pp. 173-175.

157. Белый В.И., Васильева JI.Jl., Гриценко B.A., Гинковер А.С., Репинский С.М., Синица С.П., Смирнова Т.П., Эдельман Ф.Л. Нитрид кремния в электронике. -Новосибирск, Наука, 1981, 200 с.

158. Sander P., Kaiser U., Jede R., Lipinsky D., Gnschow O., Benninghoven A. Secondary ion and neutral formation from oxygen loaded Si (100). J. Vac. Sci. Technol. A, 1985, V. 3, pp. 1946-1954.

159. Warmoltz N., Werner H. W., Morgan A. E. The dependence of the angle of incidence of the steady state sputter yield of silicon bombarded by oxygen ions. -Surf. Interf. Anal., 1980, V. 2, pp. 46-52.

160. Андерсен X., Бай X. Измерения коэффициента распыления. В кн. "Распыление твердых тел ионной бомбардировкой" / Под ред. Р. Бериша, М.: Мир, 1984, с. 194-280.

161. Carter G., Nobes М. J. Probabilistic and deterministic approaches to surface contour evolution during sputtering. Vacuum, 1994, V. 45, No. 5, pp. 539-546.

162. Лифшиц В.Г. Электронная спектроскопия и атомные процессы на поверхности кремния. М.: Наука, 1985, 200 с.

163. Кривелевич С.А., Кибалов Д.С., Лепшин П.А., Смирнов В.К. Влияние температуры на структуру поверхности при воздействии ионных пучков.

164. Тез. докл. VI Межнационального совещания "Радиационная физика твердого тела", МГИЭМ, Москва, 1996, с. 105-106.

165. Смирнов В.К., Кривелевич С.А., Лепшин П.А., Кибалов Д.С. Морфология поверхности при бомбардировке кремния ионами азота. Труды VII Межнационального совещания "Радиационная физика твердого тела" под ред. Бондаренко Г.Г., МГИЭМ, Москва, 1997, с. 59-61.

166. Грабошников В.В., Кибалов Д.С., Смирнов В.К. Ионно-пучковая технология самоформирования массивов нанолиний на кремнии. Тез. докл. Всероссийской научно-технической конференции "Микро- и Наноэлекгроника-2001" МНЭ-2001, ФТИАН, Москва, 2001, Р 2-18.

167. Smirnov V.K., Kibalov D.S. Ion beam technology of silicon nanowire arrays. 3rd Euroconference on Nanoscience for nanotechnology, Somerville College, Oxford, United Kingdom, 2000, p. 43.

168. Смирнов В.К., Кривелевич С.А., Кибалов Д.С., Лепшин П.А. Способ формирования твердотельных наноструктур. Патент РФ № 2141699, МПК НО 1L21/265, Опубл. 20.11.1999, Бюл. № 32.

169. Смирнов В.К., Кривелевич С.А., Кибалов Д.С., Лепшин П.А. Полупроводниковый прибор на базе наноструктуры. Патент РФ № 98106151, МПК H01L29/06, Опубл. 10.02.2000, Бюл. № 4.

170. Смирнов В.К., Кибалов Д.С. Способ образования кремниевой наноструктуры, решетки кремниевых квантовых проводков и основанных на них устройств. -Патент РФ № 2173003, МПК H01L21/265, В82В1/00, Опубл. 27.08.2001, Бюл. №24.

171. Смирнов В.К., Кибалов Д.С. Установка для формирования наноструктур на поверхности полупроводниковых пластин ионными пучками. Патент РФ № 2164718. МПК H01L21/265, H01J37/30, Опубл. 27.03.2001, Бюл. № 9.

172. Смирнов В.К., Кривелевич С.А., Кибалов Д.С., Лепшин П.А. Структурирование поверхности кремния ионными пучками. Труды ФТИАН, 1997, т. 12, с. 62-85.

173. Кривелевич С.А., Кибалов Д.С., Лепшин П.А., Смирнов В.К. Влияние температуры на структуру поверхности при воздействии ионных пучков. -Физика и химия обработки материалов, 1998, № 2, с. 27-32.

174. Смирнов В.К., Лепшин П.А., Кривелевич С.А., Кибалов Д.С. Зависимость процесса рельефообразования при бомбардировке кремния ионами азота от энергии и угла бомбардировки. Неорганические материалы, 1998, т. 34, № 11, с. 1081-1084.

175. Smirnov V.K., Kibalov D.S., Krivelevich S.A., Lepshin P.A., Potapov E.V., Yankov R.A., Skorupa W., Makarov V.V., Danilin A.B. Wave-ordered structures formed on SOI wafers by reactive ion beams. Nucl. Instrum. Methods B, 1999, v. 147, p. 310-315.

176. Смирнов B.K., Кибалов Д.С., Лепшин П.А., Бачурин В.И. Влияние топографических неоднородностей на процесс образования волнообразного микрорельефа на поверхности кремния. Известия РАН. Серия физическая, 2000, т. 64, №4, с. 626-630.

177. Журавлев И.В., Смирнова Г.Ф., Кибалов Д.С., Смирнов В.К. Зависимость морфологии волнообразного нанорельефа на кремнии от угла бомбардировки поверхности ионами азота. Поверхность, 2002, № 10, с. 100-104.

178. Colinge J.P., Baie X., Bayot V., Grivei E. A silicon-on-insulator quantum wire. -Solid-State Electron., 1996, V. 39, No. 1, pp. 49-51.

179. Leobandung E., Guo L., Wang Y., Chou S.Y. Observation of quantum effects and Coulomb blockade in silicon quantum-dot transistors at temperature over 100 K. -Appl. Phys. Lett., 1995, V. 67, No. 7, pp. 938-940.

180. Технология СБИС: В 2-х кн. Кн. 1. Пер. с англ./ Под ред. С. Зи. М.: Мир, 1986,404 с.

181. Бочкарев В.Ф., Наумов В.В., Трушин О.С., Горячев А.А., Маковийчук М.И. Исследования процессов роста многослойных структур Si/YSZ/Si. Труды ФТИАН, 1995, т. 9, с. 25-30.

182. Budaguan B.G., Sherchenkov А.А., Stryahilev D.A., Sazonov A.Y., Radoselsky

183. A.G., Chernomordic V.D., Popov A.A., Metselaar J.W. Amorphous Hydrogenated Silicon Films for Solar Cell Application Obtained with 55 kHz Plasma Enhanced Chemical Vapor Deposition. J. Electrochem. Soc., 1998, V. 145, pp. 2508-2512.

184. Бердников A.E., Будагян Б.Г., Попов A.A., Черномордик В.Д. Особенности осаждения легированного a-Si:H в низкочастотном тлеющем разряде. -Материалы X международного симпозиума "Тонкие пленки в электронике", Ярославль, 1999, Ч. 2, с.308-314.

185. Кибалов Д.С., Журавлев И.В., Смирнова Г.Ф., Проказников А.В., Смирнов

186. B.К. Волнообразный микрорельеф на аморфном кремнии, инициируемый пучком ионов азота. Труды XII Международного совещания "Радиационная физика твердого тела" под ред. Бондаренко Г.Г., МГИЭМ, Москва, 2002, с. 431-434.

187. Смирнов В.К., Кибалов Д.С. Способ формирования нанорельефа на поверхности пленок. Патент РФ № 2204179. МПК H01L21/265, Опубл. 10.05.2003, Бюл. № 13.

188. Журавлев И.В., Кибалов Д.С., Смирнова Г.Ф., Смирнов В.К. Формирование волнообразных наноструктур на пленках аморфного кремния распылением ионами азота. Письма в ЖТФ, 2003, т. 29, № 22, с. 58-62.

189. Кибалов Д.С., Журавлев И.В., Лепшин П.А., Смирнов В.К. Перенос волнообразного нанорельефа на поверхность различных материалов. Письма в ЖТФ, 2003, т. 29, № 22, с. 63-67.

190. Matsuura Т., Sugiyama Т., Mirota J. Atomic-layer surface reaction of chlorine on Si and Ge assisted by an ultraclean ECR plasma. Surf. Sci., 1998, V. 402-404, pp. 202-205.

191. Амиров И.И., Федоров В.А. Анизотропное травление субмикронных структур в резисте в кислородсодержащей плазме ВЧ индукционного разряда. -Микроэлектроника, 2000, т. 29, № 1, с. 32-41.

192. Амиров И.И., Изюмов М.О. Ионно-инициированное травление полимерных пленок в кислородсодержащей плазме высокочастотного индукционного разряда. Химия высоких энергий, 1999, т. 33, № 2, с. 160-164.

193. Amirov I.I., Zhuravlev I.V., Kibalov D.S., Lepshin P.A., Smirnov V.K. Plasmachemical etching of wave-ordered structure formed on amorphous silicon surface by nitrogen ion bombardment. Physics of Low-Dimensional Structures, 2003, Vol. 9/10, pp. 51-58.

194. Luo J., Dornfeld D.A. Material Removal Mechanism in Chemical Mechanical Polishing: Theory and Modeling. IEEE Trans, on Semiconductor Manufacturing, 2001, V. 14, No. 2, pp. 112-133.

195. Ни T.-C., Twu J.-C. Linear chemical mechanical polishing apparatus equipped with programmable pneumatic support platen and method of using. Patent Application US2002/0142704, 2002.

196. Farrar P.A. Chemical mechanical polishing system and process. Patent Application US2003/0045206, 2003.

197. Lee Y., Gought R.A., King T.J., Ji Q., Leung K.-N., McGill R.A., Ngo V.V., Williams M.D., Zahir N. Maskless ion beam lithography system. Microelectronic Engineering, 1999, V. 46, pp. 469-472.

198. Leung K.-N., Lee Y.-H. Y., Ngo V., Zahir N. Plasma formed ion beam projection lithography system. Patent US6486480, 2002.

199. Смирнов B.K., Кибалов Д.С. Установка для формирования рисунка на поверхности пластин. Патент РФ № 2181085. МПК B44D5/00, В41М1/28, Опубл. 10.04.2002, Бюл. № 10.

200. Смирнов В.К., Кибалов Д.С. Способ формирования рисунка на поверхности пластины. Патент РФ № 2181086. МПК B44D5/00, В41М1/28, Опубл. 10.04.2002, Бюл. № 10.

201. Смирнов В.К., Кибалов Д.С. Установка для формирования рисунка на поверхности пластин. Патент РФ № 2180885. МПК B44D5/00, В41М1/28, Опубл. 27.03.2002, Бюл. № 9.

202. Смирнов В.К., Кибалов Д.С. Способ формирования упорядоченных волнообразных наноструктур (варианты). Патент РФ № 2240280. МПК H01L21/306, Опубл. 20.11.2004, Бюл. № 32.

203. Кривелевич С.А., Смирнов В.К., Лепшин П.А. Механизм структурирования поверхности полупроводниковых материалов ионными пучками с учетом химической активности ионов. Микроэлектроника, 1998, т. 27, № 3, с. 223-228.

204. Makeev М.А., Cuerno R., Barabasi A.-L. Morphology of ion-sputtered surfaces. -Nucl. Instrum. Methods B, 2002, v. 197, pp. 185-227.

205. Rudy A.S., Smirnov V.K. Hydrodynamic model of wave-ordered structures formed by ion bombardment of solids. Nucl. Instrum. Methods B, 1999, V. 159, pp.52-59.

206. Shchukin V.A., Bimberg D. Spontaneous ordering of nanostructures on crystal surfaces. Rev. Mod. Phys., V. 71, No. 4, pp. 1125-1171.

207. Kahn Н., Heuer А.Н., Jacobs S.J. Materials issues in MEMS. Materials Today, 1999, V. 2, pp. 3-7.

208. Kim D.H., Sung S.K., Kim K.R., Lee J.D., Park B.G. Fabrication of single-electron tunneling transistors with an electrically formed Coulomb island in a silicon-on-insulator nanowire. J. Vac. Sci. Technol. B, 2002, V. 20, pp. 1410-1418.

209. Chung K.H., Sung S.K., Kim D.H., Choi W.Y., Lee C.A., Lee J.D., Park B.G. Nanoscale multi-line patterning using sidewall structure. Jpn. J. Appl. Phys. B, 2002, V. 41, pp. 4410-4414.

210. Choi Y.K., Lindert N., Xuan P., Tang S., Ha D., Anderson E., King T.J., Bokor J., Ни C. Sub-20 nm CMOS FinFET technologies. International Electron Devices Meeting (IEDM) Technical Digest, 2001, pp. 421-424.

211. Наумова O.B., Антонова И.В., Попов В.П., Настаушев Ю.В., Гаврилова Т.А., Литвин Л.В., Асеев А.Л. Нанотранзисторы кремний-на-изоляторе: перспективы и проблемы реализации. ФТП, 2003, т. 37, № 10, с. 101-107.

212. Fujii Н., Kanemaru S., Matsukawa Т., Iton J. Electrical characteristics of air-bridge-structure silicon nanowire fabricated by micromachining a silicon-on-insulator substrate. Jpn. J. Appl. Phys., 1999. V. 38, pp. 7237-7240.

213. Kim Y.B., Olin H„ Park S.Y., Choi J.W., Komitov L., Matuszczyk M., Lagerwall S.T. Rubbed polyimide films studied by scanning force microscopy. Appl. Phys. Lett., 1995, V. 66, pp. 2218-2219.

214. Stohr J., Samant M.G., Liining J., Callegari A.C., Chaudhari P., Doule J.P., Lacey J.A., Lien S.A., Purushothaman S., Speidell J.L. Liquid crystal alignment on carbonaceous surface with orientational order. Science, 2001, V. 292, pp. 22992302.

215. Chaudhari P., Lacey J.A., Lien S.-C.A., Farrell C.E. Atomic beam alignment of liquid crystals. Patent US5770826, 1998.

216. Melosh N.A., Boukai A., Diana F., Gerardot В., Badolato A., Petroff P.M., Heath J.R., Ultrahigh-density nanowire lattices and circuits. Science, 2001, V. 300, pp. 112-115.

217. Morales A.M., Lieber C.M. A laser ablation method for the synthesis of crystalline semiconductor nanowires. Science, 1998, V. 279, pp. 208-211.

218. Shi W. S., Zheng Y.F., Wang N., Lee C.S., Lee S.T. Oxide-assisted growth and optic characterization of gallium-arsenide nanowires. Appl. Phys. Lett., 2001, V. 78, pp. 3304-3306.

219. Akiyama K., Shiratori Т., Kurokawa H., Kawase T. Electron-emitting device and electron source comprising the same, field-emission image display, fluorescent lamp, and method for producing them. Patent Application EP1225613, 2002.

220. Kumar N., Yaniv Z. Backlights for color liquid crystal displays. Patent US5926239, 1999.

221. Ibn-Elhaj M., Schadt M. Optical polymer thin films with isotropic and anisotropic nano-corrugated surface topologies. Nature, 2001, V. 410, pp. 796-799.

222. Schider G., Krenn J.R., Gotschy W., Lamprecht В., Ditlbacher H., Leitner A., Aussenegg F.R. Optical properties of Ag and Au nanowire gratings. J. Appl. Phys., 2001, V. 90, pp. 3825-3830.

223. Perkins R.T., Gardner E.W., Hansen D.P. Imbedded wire grid polarizer for the visible spectrum. Patent US6288840, 2001.

224. Hansen D.P., Perkins R.T., Gardner E.W. Image projection system with a polarizing beam splitter. Patent Application US2003/0071973, 2003.

225. Сресели O.M. Полупроводники с модифицированной поверхностью -регулярный микрорельеф и квантово-размерные нанокристаллиты. Дисс. на соиск. уч. степ, д.ф.-м.н., Санкт Петербург, 2001, 245 с.

226. ProFlux MicroWire™ Technology. General Information Datasheet. May 2002. -Orem, UT: Moxtek Inc., 2002,4 p.

227. Смолин В.К. Особенности применения алюминиевой металлизации в интегральных схемах. Микроэлектроника, 2004, т. 33, № 1, с. 10-16.

228. С. Зи. Физика полупроводниковых приборов: в 2-х книгах, книга 2, пер. с англ. 2-е перераб. и доп. изд. М.: Мир, 1984,456 с.

229. Paul D.J. Silicon-germanium strained layer materials in microelectronics. Adv. Mater, 1999, V. 11, pp. 191-203.

230. Davari В., Dennard R. H., Shahidi G. G. The CMOS scaling. The next ten years. Proc. IEEE, 1995, V. 83, pp.595-599.

231. Wong H.-S.P., Frank D.J., Solomon P.M., Wann C.H.J., Welser J.J. Nanoscale CMOS. Proc. IEEE, 1999, V. 87, pp. 537-542.

232. Красников Г.Я. Конструктивно-технологические особенности субмикронных МОП-транзисторов. В 2-х частях. Часть 1. М.: Техносфера, 2002, 416 с.

233. Simakin S.G., Smirnov V.K. The features of using of ВОг" secondary ions for SIMS depth profiling of shallow boron implantation in silicon. Appl. Surf. Sci. 2003. V. 203-204. P. 314-317.

234. Wittmaack K. Artifacts in low-energy depth profiling using oxygen primary ion beams: Dependence on impact angle and oxygen flooding conditions. J. Vac. Sci. Technol. B, 1998, v. 16, № 5, p. 2776-2784.

235. Sai-Halasz G.A., Short K.T., Williams J.S. Antimony and arsenic segregation on Si

236. Si02 interfaces. IEEE Electron Dev. Lett., 1985, V. 6, pp. 285-287.

237. Dowsett M.G., Rowlands G., Allen P.N., Barlow R.D. An analytic form for the SIMS response function measured from ultra-thin impurity layers. Surf. Interface Anal., 1994, V. 21, pp. 310-315.

238. Chen K., Wann H.C., Duster J., Ко P.K., Ни C. MOSFET carrier mobility model based on gate oxide thickness, threshold and gate voltages. Solid-State Electron., 1996. V. 39, pp. 1515-1518.

239. Lochtefeld A., Djomehri I.J., Samudra G., Antoniadis D.A. New insights intoAcarrier transport in n-MOSFETs. IBM J. Res. Dev., 2002, V. 46, pp. 347-357.

240. Ко P.K. Approaches to scaling VLSI Electronics: Microstructure Science. - New York: Academic, 1989, V. 18, Ch. l,pp. 1-37.

241. Deen M.J. Anomalous drain-induced barrier lowering in short channel NMOS devices at 77 K. Electron. Lett., 1990, V. 26, pp. 1493-1495.

242. Hansch W., Rao V. R., Eisele I. The planar-doped-barrier-FET: MOSFET overcomes conventional limitations. ESSDERC'97 Tech. Dig., 1997, pp.624-627.. 276. Kaesen F., Fink C., Anil K. G., Hansch W., Doll Т., Grabolla Т., Schreiber H.,

243. Eisele I. Optimization of the channel doping profile of vertical sub-100 nm MOSFETs. Thin Solid Films, 1998, V. 336, pp.309-312.

244. Rim K., Hoyt J.L., Gibbons J.F. Fabrication and analysis of deep submicron strained-Si n-MOSFET's. IEEE Trans. Electron Devices, 2000, V. 47, pp. 14061415.

245. Смирнов В.К., Кибалов Д.С., Гергель В.А. Способ изготовления полевого транзистора с периодически легированным каналом. Патент РФ № 2191444. МПК H01L21/335, Опубл. 20.10.2002 Бюл. № 29.

246. Smirnov V.K., Kibalov D.S., Orlov О.М., Graboshnikov V.V. Technology for nanoperiodic doping of a metal-oxide-semiconductor field-effect transistor channel using a self-forming wave-ordered structure. Nanotechnology, 2003, Vol. 14, pp.709-715.

247. Кибалов Д.С., Орлов O.M., Симакин С.Г., Смирнов В.К. Анализ сверхтонких слоев имплантациц мышьяка в кремнии методом вторично-ионной масс-спектрометрии. Письма в ЖТФ, 2004, т. 30, № 21, с. 21-26.

248. Наумкин А.В. Исследование информационных параметров Оже- эмиссии при ионном возбуждении элементов с Z=ll-18 и 22-23 для целей количественного Оже-анализа. Диссерт. на соиск. уч. степ, к.ф.-м.н., Москва, 1988, 175 с.

249. Hofmann S. Quantitative Depth Profiling in Surface Analysis: A Review. Surf. Interface Anal., 1980, V. 2, No. 4, pp. 148-160.

250. Полонский Б.А., Протопопов О.Д. Пространственное разрешение в растровой оже-спектроскопии. Поверхность, 1988, №8, с. 122-126.

251. Kataoka Y., Wittmaack К. Ion-induced electron emission as a means of studying energy and angle-dependent compositional changes of solids bombarded with reactive ions II. Nitrogen bombardment of silicon. Surf. Sci., 1999, V. 424, pp. 299-310.

252. Clough S.P., Gerlach B.C., Gerlach R.L., Hovland C.T., Pinchback T.R. Geometrical Considerations in Scanning Auger Microscopy. Perkin-Elmer Physical Electronics Technical Bulletin 8604, December 1986.