Молекулярно-лучевая эпитаксия диэлектрических слоев BaF2/CaF2/Si(100) для структур полупроводник на диэлектрике

СОДЕРЖАНИЕ
СПИСОК ИСПОЛЬЗУЕМЫХ СОКРАЩЕНИЙ И 5 ОБОЗНАЧЕНИЙ
ВВЕДЕНИЕ 6
Глава 1 МОЛЕКУЛЯРНО-ЛУЧЕВАЯ ЭПИТАКСИЯ 14
ГЕТЕРОСТРУКТУР ПОЛУПРОВОДНИК НА ДИЭЛЕКТРИКЕ (ПНИ) (Обзор литературы)
1 Гетероэпитаксия фторидов ЩЗМ на кремнии. 14
1.1 Г етероэпитаксия СаГ2 на Бі (111). 14
1.1.2 Г етероэпитаксия СаР2 на Бі (100). 18
1.1.3 Высокотемпературный интерфейс СаР2/8і(001) 23
1.1.4 Низкотемпературный интерфейс СаР2/Ьі(001) 25
1.2 МЛЭ структур Бі/СаіуЯК 100) 27
1.3 Гетероэпитаксия ВаГ2 на СаГУБі (100). 30
1.4 Гетероэпитаксия РЬБпТе на ВаР2/СаГ2/Бі (100). 36
1.4.1 Основные свойства твердых растворов на основе РЬТе и 36
БпТс
1.4.2 Эпитаксиальные методы роста соединений А4В6. МЛЭ 38
соединений А4В6
1.4.3 Рост РЬБпТе на ВаГ2 44
1.4.4 Рост А4В6 на кремнии 49
1.4.5 Рост А4Вб на ВаР2/СаР2/8і(111). 51
1.4.6 Рост А4В6 на ВаР2/СаР2/8і( 100) 54
Выводы и постановка задачи 56
Глава 2 МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА 58
2.1 Установка молекулярно-лучевой эпитаксии 58
2.2 Молекулярные источники 61
2.3 Предэпитаксиальная подготовка подложек. 63
2.4 Технологические процессы роста структур СаР2 и 67
2.5
2.6 2.7
Глава 3
3.1
3.1.1
3.1.2
3.2
3.2.1
3.2.2
3.2.3
3.3
3.4
3.5
3.6
3.6.1
3.6.2
ВаГ2/СаГ2. Физические основы процесса МЛЭ 4.5 Технологические процессы роста структур 72 РЬ8пТе/ВаГ2/СаГ2/81(100)
Методика исследования поверхности методом АСМ 73
Измерение электрофизических параметров структур. 80 Вольт-фарадные характеристики.
МОЛЕКУЛЯРНО-ЛУЧЕВАЯ ЭПИТАКСИЯ СЛОЕВ 83 СаЕ2 НА 81(100) ДЛЯ КНИ СТРУКТУР
Влияние температуры осаждения Тб на морфологию 85 пленок СаГ2.
Низкотемпературный рост Тб=500°С 85
Высокотемпературный рост Тб=750°С 88
Влияние микроморфологии поверхности 81(100) на 92 процессы зарождения, роста и морфологию поверхности
Са¥2.
Процессы эпитаксии СаГ2 при низких температурах Тб = 93 500°С (серия А)
Процессы эпитаксии СаР2 при высоких температурах Тб = 100 750°С.(серия А)
Твердофазная эпитаксия СаГ2/81 (100). 105
Влияние электронного пучка дифрактометра на 109 морфологию поверхности СаГ2/81( 100)
Электрофизические параметры структур СаГ2/81 (100) 116
Электрофизические параметры тестовых структур 121 81/Са1г2/81( 100).
Конструкции приборов на основе структур СаГ2/81(100) и 124 81/СаГ2/81(100).
МЭМ переключатель для ВЧ сигналов 125
Высокочувствительный датчик теплового потока на 132 основе структуры СаР2/81( 100) и способ повышения его
быстродействия
Конструкция ёмкостного датчика давления на 8і/СаР2/8і. 138
Основные результаты III главы 143
МОЛЕКУЛЯРНО - ЛУЧЕВАЯ ЭПИТАКСИЯ СЛОЕВ 145 ВаЕ2/СаЕ2 НА вЦМО) И СТРУКТУР РЬ8пТе/ВаР2/СаЕ2/8і(100)
Влияние температуры осаждения Тб на морфологию 147 пленок ВаГ2 на СаР2/8і(100)
Влияние микронеровностей поверхности подложки 8і( 100) 164 на морфологию поверхности слоев ВаР2 на СаР2/8і( 100) Твердофазная эпитаксия ВаР2/СаР2/8і(100) структур 170
Электрофизические параметры структур 174
ВаР2/СаР2/8і( 100).
Влияние температурных режимов роста на свойства 180 структур РЬ8пТе/ВаР2/СаР2/8і(100).
Влияние электронного пучка дифрактометра на 198 морфологию поверхности РЬ8пТе/ВаР2/СаР2/8і(100). Электрофизические свойства структур 207
РЬ8пТе/ВаР2/СаР2/8і(100) и интегральное
многоэлементное фотоприёмное устройство ИК диапазона на основе структуры РЬ8пТе/ВаР2/СаР2/8і(100).
Основные результаты IV главы 216
Основные результаты и выводы 218
Заключение 220
Список литературы 223
СПИСОК ИСПОЛЬЗУЕМЫХ ОБОЗНАЧЕНИЙ И
СОКРАЩЕНИЙ
ПНИ — полупроводник на изоляторе
кнд - кремний на диэлектрике
КНС — кремний на сапфире
КНФ - кремний на фториде
ФЩЗМ — фториды щелочноземельных металлов
МЛЭ — молекулярно-лучевая эпитаксия
СВВ — сверхвысокий вакуум
ТФЭ — твердофазная эпитаксия
ТКР - температурный коэффициент расширения
МЬ - монослой
Т§ — температура подложки
МИ - молекулярный источник
ЭЛИ - электронно-лучевой испаритель
ДБЭ - дифракция быстрых электронов
РЭМ - растровая электронная микроскопия
БТО(КТА) - быстрый температурный отжиг
ИС — интегральные микросхемы
СОТ - свинец-олово-теллур
МФПУ — многоэлементное фотоприёмное устройство
6
ВВЕДЕНИЕ
Одним из перспективных направлений развития современной микро - и наноэлектроники является создание приборов и структур «полупроводник на изоляторе» (ПНИ), в том числе «кремний на изоляторе» (КНИ). Технология приборов на основе КНИ и ПНИ структур и широкозонных подложек, таких как сапфир (КНС) карбид кремния, алмаз, нитриды галлия и алюминия, составляют основу «экстремальной электроники», функционирующей в условиях высоких (250-1000°С) температур уровней радиационных воздействий, для эксплуатации в системах с повышенными значениями показателей «напряжение - плотность тока» и «мощность - частота». Интегральные микросхемы (ИС), сформированные на КНИ структурах, характеризуются высокими экономическими показателями, низким энергопотреблением, повышенной надёжностью, радиационной стойкостью, увеличением быстродействия, расширением рабочего температурного диапазона [1]. На базе КНИ — технологий возможна реализация; плотности упаковки порядка 10-100 млн. элемен./крист., максимальной рабочей частоты до 1,5 ГГц, быстродействия микропроцессоров до 10-100 млн. опер./сек [2].
Существует ряд методов формирования КНИ структур. К настоящему времени уровня промышленной технологии кроме КНС достигли два новых метода создания структур КНИ: SIMOX и Smart Cut.
На сегодняшний день главным сдерживающим фактором для массового производства КНИ структур и приборов на их основе является их высокая стоимость и низкое качество диэлектрического слоя и, как следствие, слоев полупроводников, выращенных на них.
Применение новых материалов и разработка новых технологий структур «полупроводник на диэлектрике» приведёт к снижению их стоимости и улучшению электрофизических параметров структур и приборов на их основе.
і
7
Использование слоев CaF2 в качестве эпитаксиального изолирующего слоя позволяет получать структуры КНИ высокого качества, а диэлектрические слои переменного состава (Ca,Ba)F2 являются хорошей подложкой для последующего роста высококачественных слоев кремния, халькогенидов свинца и CdTe, поскольку механические напряжения в такой структуре отсутствуют [3].
Сегодня слои PbSnTe выращивают преимущественно на монокристаллическом BaF2(lll) [4-5], однако в этом случае невозможно создать ФПУ на одном кристалле вместе со схемой обработки, что приводит к гибридной конструкции ФПУ, обладающей очевидными недостатками.
Монолитная конструкция ФПУ возможна при использовании кремниевых подложек, но, выращивание PbSe [6], и РЬТе непосредственно на Si,приводит к плохой адгезии, низкому структурному совершенству и плохой морфологии слоев PbSnTe, и поэтому выращивание слоев PbSnTe с высоким структурным качеством осуществляют на положках Si(lll) при использовании в качестве буферных слоев BaF2/CaF2.
Использование диэлектрического буферного слоя позволяет кроме согласования узкозонного полупроводника с кремниевой подложкой обеспечить электрическую изоляцию ФПУ и схемы обработки сигнала, снизить плотность дефектов в эпитаксиальной плёнке и повысить радиационную стойкость.
Но в промышленном производстве ИС используются кремниевые подложки ориентации (100). Это обусловлено как удобством скрайбирования, так и тем, что в структурах с ориентацией подложки (100) плотность поверхностных состояний оказывается почти на порядок меныйе, чем в структурах с ориентацией (111), а также более низкими токами утечек и поверхностными утечками по боковым граням мезаструктур в случае использования подложек (100).
Использование подложек Si(100) более перспективно, поскольку в структурах PbSnTe/(Ba,Ca)F2/Si с ориентацией подложки (100) плотность поверхностных состояний и встроенный заряд оказывается почти на порядок
8
меньше, чем в структурах с ориентацией (111), в них существенно более низкие значения токов утечки по боковым граням мезаструктур и существенно улучшается морфология слоев PbSnTe.
Актуальность данной работы определяется необходимостью комплексного исследования возможности получения структур Si/CaF2/Si( 100) и PbSnTe/BaF2/CaF2/Si(100) с целью создания как монолитных интегральных ИК МФПУ.
Поэтому целью диссертационной работы является экспериментальное исследование условий формирования и роста диэлектрических буферных слоев CaF2/Si(100), BaF2/CaF2/Si(100) и оптимизация технологических процессов их получения для ПНИ структур Si/CaF2/Si(100), PbSnTe/BaF2/CaF2/Si(100) методом МЛЭ. Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:
1. Исследовать влияние технологических режимов на процессы роста и особенности формирования морфологии слоев CaF2 и BaF2/CaF2 на Si (100).
2. Изучить влияние микроморфологии поверхности кремниевых слоев на процессы зарождения, роста и формирования морфологии последующих слоев CaF2 и BaF2 на Si(100).
3. Получить тестовые полупроводниковые слои PbSnTe на буферных диэлектрических слоях BaF2/CaF2/Si (100) методом МЛЭ в замкнутом технологическом цикле и определить электрофизические параметры полученных тестовых структур.
4. Исследовать влияние электронного пучка дифактометра на морфологию поверхности пленок CaF2/Si и PbSnTe в процессе МЛЭ.
5. Разработать конструкции приборов на структурах Si/CaF2/Si(l00) и PbSnTe/BaF2/CaF2/Si( 100).
Все исследуемые структуры были получены в двухмодульной установке МЛЭ «Ангара». Морфология поверхности образцов исследовалась с помощью атомно-силового микроскопа (ACM) Solver Р47Н (производство фирмы NT-MDT г. Москва) в полуконтактном режиме. При обработке ACM
9
изображений нами использовались в зависимости от ситуации функции «Flatten correction ID» и «Flatten correction 2D». Для количественной характеристики ACM изображений использовались такие параметры шероховатости изображения как средняя высота микронеровностей и средняя-шероховатость поверхности изображения (average roughness).
Электрофизические свойства плёнок CaF2/Si(100) и BaF2/CaF2/Si(100) оценивались методом высокочастотных С-V характеристик на частоте 1 МГц. при комнатной температуре. Развертка напряжения производилась от обеднения к обогащению. Измерения С-V- характеристик плёнок CaF2/Si(100) проводились с площадью контакта 7,854-10'3 см2. Измерения С-V- характеристик плёнок BaF2/CaF2/Si(100) проводились с использованием ртутного зонда с площадью контакта 3-10"1 см'2 и 3,7-10“' см'2.
Удельное сопротивление образцов PbSnTe/BaF2/CaF2/Si(100) оценивалось методом Ван-дер-Пау, подвижность и концентрация носителей с помощью эффекта Холла.
В третьей главе представлены экспериментальные данные по исследованию:
• морфологии поверхности структур CaF2/Si(100) от режимов роста, от морфологии нижележащего слоя [3.1-3.2],
• влияния ДБЭ на морфологию фторида кальция в процессе роста, [3.3]
• электрофизических параметров структур CaF2/Si(100) и Si/CaF2/Si( 100) [3.4-3.5],
• предложены варианты использования эпитаксиальных структур CaF2/Si(100) и Si/CaF2/Si( 100) в качестве основы для ёмкостного переключателя ВЧ сигналов [3.6.1], ёмкостного датчика давления [3.6.3] и датчика теплового потока [3.6.2], рассмотрены возможные конструкции данных датчиков и метод повышения быстродействия датчика теплового потока.
В четвёртой главе изложены результаты исследования морфологии поверхности структур BaF2/CaF2/Si(100) в зависимости от условий роста [4.1], а также результаты исследования влияния морфологии поверхности
10
нижележащего слоя кремния на морфологию поверхности ВаР2 [4.2]. Приведены экспериментальные данные электрофизических свойств структур ВаР2/Сар2/В1(100) [4.2.2]. Изложены результаты исследования морфологии поверхности структур РЬ8пТе/ВаР2/СаР2/81(100) [4.3], влияния ДБЭ на морфологию РЬ8пТе в процессе роста, [4.4] и электрофизических параметров структур РЬ8пТе/ВаР2/СаР2/81(100)[4.5]. Предложена конструкция МФПУ ИК диапазона на основе гетероэпитаксиальной структуры РЬ8пТе/ВаР2/Сар2/81( 100)[4.5].
Научная новизна работы заключается в том, что:
1. Выявлено, что при высокотемпературной эпитаксии (Т5=750°С) СаР2 на поверхности 81 (100) с высотой микронеровностей Zcp порядка 0,6 нм с увеличением толщины эпитаксиального слоя средняя высота микронеровностей поверхности СаР2 практически не изменяется и имеет значения на порядок меньшие, в отличие от низкотемпературного режима роста (Т8=500°С).
2. Установлено, что увеличение средней высоты микронеровностей поверхности 81(100) от 0,6 до 2,6 нм приводит в низкотемпературном режиме роста (ТУ=500°С) к зарождению островков СаР2 и ВаР2 треугольной формы, ориентированных в двойниковой позиции по отношению к 81(100) в отличие от высокотемпературной эпитаксии (Т8=750°С).
3. Предложен метод многостадийной твердофазной эпитаксии (ТФЭ) СаР2 и ВаР2 на поверхности 81(100) с Zcp порядка 2,6 нм, заключающийся в многократных последовательных осаждениях при комнатной температуре слоев толщиной менее 25 нм с последующим быстрым отжигом при прерванном росте в течение 30 секунд при Т5 = 900°С, позволяющий получать монокристаллические пленки с высотой микронеровностей в 10 раз меньшей, чем у пленок, полученных на аналогичных подложках при других режимах эпитаксии.
4. Предложена трёхстадийная методика роста слоев ВаР2 на СаР2/81( 100), состоящая из процессов эпитаксии при температуре подложки 750°С на начальной и завершающей стадиях роста и промежуточной стадии
11
осаждения при Т8=500 С с отжигом, которая позволяет получить сплошные эпитаксиальные пленки ВаБ2 с высотой микронеровностей Zcp не более Знм в отличие от других режимов роста на тех же подложках.
5. Обнаружено, что воздействие электронного пучка ДБЭ на ростовую поверхность СаБ2 и РЬБпТе в процессе МЛЭ приводит к одинаковому эффекту: резкому (от 30 до 150 нм) возрастанию высоты островков в зоне действия луча, которое невозможно объяснить только процессами радиолиза. Предложена качественная модель взаимодействия электронного пучка ДБЭ с поверхностью СаР2 и РЬБпТе на основе стимулированного электронным пучком процесса массопереноса.
Основные положения, выносимые на защиту:
1. Высокотемпературная эпитаксия СаР2 при температуре подложки 750°С на поверхности Бі(ІОО) с высотой микронеровностей Zcp порядка 0,6 нм обеспечивает получение сплошных пленок с Zcp менее 2 нм.
2. На подложках $і(100) с высотой микронеровностей Zcp порядка 2,6 нм снижение температуры эпитаксии от 750 С до 500 С приводит к изменению формы островков зарождения СаР2 с прямоугольной на треугольную, которая определяет форму островков зарождения последующих слоев ВаР2 и СОТ. Средняя высота микронеровностей Zcp слоев СаБ2, полученных на поверхности Б1( 100) с высотой микронеровностей Zcp порядка 2,6 нм, возрастает практически одинаково как в высокотемпературном, так и в низкотемпературном режиме роста, от 10 до 50 нм.
3. На поверхности 81(100) с высотой микронеровностей Zcp порядка 2,6 нм, метод многостадийной твердофазной эпитаксии (ТФЭ) позволяет получить сплошные пленки с высотой микронеровностей в 10 раз меньшей, чем у пленок, полученных на аналогичных подложках при температурах эпитаксии Т5=500 С и Т8=750 С. В структурах ВаР2/СаР2/Бі (100), полученных методом многостадийной ТФЭ, наличие в диэлектрическом слое дополнительной границы раздела не приводит к увеличению встроенного заряда.
4. Воздействие электронного пучка ДБЭ на ростовую поверхность СаБ2 и РЬБпТе в процессе МЛЭ приводит к деградации поверхности этих слоев в
12
зоне действия луча: к изменению формы и возрастанию высоты островков более чем в 3 раза.
5. Трёхстадийная методика роста слоев ВаР2 на СаР2/8К100) позволяет получить сплошные пленки ВаР2 при сохранении морфологии с высотой микронеровностей Zcp не более Знм в отличие от других режимов роста на тех же подложках. Трехстадийная методика включает в себя комбинацию высокотемпературного осаждения при температуре подложки 750°С на начальной и завершающей стадиях роста и промежуточной стадии осаждения при Ts=500 С с отжигом.
Практическая ценность полученных результатов заключается в том, что:
1. Разработаны и оптимизированы технологические процессы получения гетсроструктур СаР2 и ВаР2/СаР2 на 81 (100) в замкнутом технологическом цикле, которые вписываются в стандартные промышленные технологические маршруты, и имеют требуемые электрофизические параметры. Даны практические рекомендации по выбору режимов эпитаксии диэлектрических слоев.
2. Предложена технология многостадийной твердофазной эпитаксии (ТФЭ) для плёнок СаР2/81(100), и ВаР2/СаР2/81(100), с высотой микронеровностей в 10 раз меньше, чем у пленок, полученных на аналогичных подложках при других режимах эпитаксии.
3. Предложена трёхстадийная методика роста слоев ВаР2 на СаР2/81(100) которая позволяет получить сплошные пленки ВаР2 при сохранении морфологии с высотой микронеровностей Zcp не более Зим.
4. На основе изучения параметров выращенных тестовых структур 81/СаР2/81(100) разработаны конструкции: ёмкостного переключателя для радиочастотных сигналов, емкостного датчика давления, высокочувствительного датчика теплового потока, а также предложен способ увеличения его быстродействия. Проведён анализ функционирования предложенного переключателя для ВЧ сигналов и получены выражения, необходимые для проектирования МЭМ переключателей с заданными
13
характеристиками. Разработана конструкция интегрального многоэлементного фотоприёмного устройства на основе многослойной гетероэпитаксиальной структуры РЬ8пТе/ВаР2/СаР2/81 (100).
Результаты, полученные в данной работе, докладывались и обсуждались на конференциях: Информатика и проблемы коммуникаций. Межд. н-т конференция/ Новосибирск 26 апреля 2002; II Всеросс. н-т дистанционная конференция «Электроника» Москва 17 ноября-11 декабря 2003; Научно-техническая конференция «Кремний-2004», Иркутск, 5-9 июля; Конф. аспирантов и молодых ученых: Труды X конф. по физике полупроводниковых, диэлектрических и магнитных материалов. -Владивосток: Институт автоматики и процессов управления ДВО РАН, 2006.
14
ГЛАВА 1.
1. ГЕТЕРОЭПИТАКСИЯ ФТОРИДОВ ЩЗМ НА КРЕМНИИ
1.1 Гетероэпитаксия СаГ2 на Б1 (111).
Вследствие хорошей согласованности фторидов щелочноземельных металлов по постоянной решётки с большинством наиболее распространенных полупроводников (табл.1) и совместимости с хорошо отлаженной кремниевой технологией структуры (Ва,Са)Р2/81 обладают большими потенциальными возможностями и исследуются достаточно давно [7-14]. Кубическая гранецентрированная кристаллическая решетка типа флюорита фторидов щелочноземельных металлов близка по своим структурным свойствам к кристаллической решётке кремния и других промышленно важных полупроводников (Таб. 1.1).
В некоторых случаях, таких как системы СаР2/81 и СаР2/ОаР, рассогласование по постоянной решётки между фторидом и полупроводником менее 1% при комнатной температуре. Решающее преимущество использования фторидов щелочноземельных металлов в том, что они имеют малое давление насыщенных паров, сублимируются без диссоциации в виде молекул, что означает возможность получения стехиометрических пленок. В соответствии с законом Вегарда существует непрерывный ряд твёрдых растворов фторидов щелочноземельных металлов, что позволяет осаждать пленки фторидов сложного состава типа (Са,Ва)Р2> испаряя различные фториды из разных источников.
Таблица 1.1
Согласование параметров решётки фторидов щелочноземельных металлов с полупроводниками
Полупроводник Параметр решетки, (Аи) Фторид
81 5,43
15
ваР 5,45
5,46 СаР2
ваАв 5,65
ве 5,66
5,80 8гР2
1пР 5,87
1пАб 6,04
6,20 ВаР2
сате 6,48
ZnTe 6,10
РЬ8е 6,12
РЬТе 6,46
РЬ>1.х8ех (х-о-1) 5,94-6,12
РЬ^хЕихЗе (х=0-0,002) 6,12
РЬ1.х8пх8е (х=0-0,2) 6,12-6,06
РЬ,.х8пхТе (х=0-0,04) 6,46-6,40
Из таблицы 1.1 следует, что наиболее близкое соответствие параметров решеток имеется у кремния и фторида кальция. Рассогласование по параметру решеток этих материалов при комнатной температуре менее 0,6%, но оно увеличивается с температурой и при типичных температурах роста 700°С составляет уже 2,5%. Кроме того коэффициент термического расширения СаРз почти на порядок превышает коэффициент термического расширения кремния Рост СаР2 на 81(111) исследован достаточно широко [7-20]. В начале 1980-х было установлено, что СаР2 на 81(111) растёт эпитаксиально, обеспечивая двумерный механизм роста в достаточно широком диапазоне
температур (500-800°С), в то время как на подложках 81(100) плёнки СаР2 хорошо растут только в относительно узком температурном диапазоне.
Этот факт объясняется различием в величине свободной поверхностной энергии Е$ для (111) и (100) поверхностей. Действительно, свободная поверхностная энергия Е$ для СаР2(111) составляет 450-500 эрг/см2, в то время как для СаР2(100) - 900-950 эрг/см2 [14]. В направлении [111] заряженные плоскости в пределах одного молекулярного слоя чередуются как (Р’,Са+2, Р') и поверхность ограничена плоскостью анионов. В приближении однородно заряженных плоскостей, такая конфигурация не приводит к изменению электростатического потенциала в направлении, перпендикулярном каждому молекулярному слою и не имеет дипольного момента.
Однако в направлении [100] заряженные плоскости в пределах одного молекулярного слоя имеют конфигурацию (2Р', Са+2) и образуют набор последовательно соединённых ёмкостей, что проявляется в изменении электростатического потенциала при переходе от одного молекулярного слоя к другому. Если не имеется никакой поверхностной реконструкции поверхность (100) должна иметь бесконечную энергию. Для предотвращения физически невозможной ситуации с бесконечно большой энергией поверхность кристалла должна реконструироваться, либо образовывать грани. Авторы [14] предполагают, что островковая структура плёнок СаР2/81(100) обусловлена формированием микроструктуры фасетированной в направлении более энергетически выгодном чем [100]. Образование фасет на поверхности (100) оказывается энергетически более выгодным, чем псевдоморфный рост. Поверхность (100) всегда обладает дипольным моментом, в направлении, перпендикулярном молекулярному слою вне зависимости, какой плоскостью ограничен слой плёнки [14]. Это приводит к возрастанию свободной поверхностной энергии Е3 для СаР2(100) и образованию микроструктуры фасетированной в направлении более энергетически выгодном чем [100]. Образование фасет на поверхности (100) оказывается энергетически более
выгодным, чем псевдоморфный рост. Следовательно, при эпитаксии СаР2 на поверхности 81(100) наблюдается трёхмерный механизм роста, в то время как на поверхности 81(111) — двумерный.
Поэтому большинство исследователей этой системы сконцентрировали свои усилия на изучении системы СаГ2/81(1 11). Наиболее полный обзор, посвященный этой системе можно найти в [15]. В работе [15] режимы роста СаР2/81(111) в зависимости от температуры и величины потоков разделены на четыре режима: 1) низкотемпературный режим, при котором формируется низкотемпературная граница раздела СаР2/81 с быстрой коалесценцией маленьких островков; 2) Т8>500°С, прореагировавший интерфейс с
зарождением на террасах двухслойных островков; 3)Т5>600°С, прореагировавший интерфейс с хрубой морфологией вследствие смешанного зародышеобразования на ступенях и террасах; 4) Т5 > 800°С, реисиарение.
Но в промышленном производстве ИС используются кремниевые подложки ориентации (100). Это обусловлено как удобством скрайбирования, так и тем, что в структурах с ориентацией подложки (100) плотность поверхностных состояний оказывается гораздо меньше (почти на порядок), чем в структурах с ориентацией (111). Этот факт коррелирует с числом свободных связей на соответствующих атомных плоскостях кремния.
В таблице 2 приведены параметры атомных плоскостей монокристаллического кремния и хорошо видно, что плоскость (100) характеризуется наименьшим числом свободных связей на квадратный сантиметр, в то время как плоскость (111) - наибольшей [21].
Таблица 1.2. Свойства кристаллографических плоскостей кремния [21].
Ориентация кремния Поверхностная плотность атомов, 1014 см '2 Поверхностная плотность свободных связей, 10 см '
(111) 7,85 11,8
(110) 9,6 9,6
(100) 6,8 6,8
18
Кроме того поверхностные утечки по боковым граням меза-структур в случае использования подложек (100) также существенно ниже. Поэтому часть исследователей предприняли попытку получить гладкие структурно совершенные плёнки Са?2 на 81(100). Значения электрофизических параметров диэлектрических слоев Са¥2, &а¥2, полученных методом МЛЭ, в сильной степени зависят от режимов эпитаксиального роста, и, в конечном итоге, от структурного совершенства эпитаксиальных слоев.
1.1.2 Гетероэпитаксия СаР2 на 8| (100).
Различают три основных морфологии гетероэпитаксиального роста: а) ламинарная (механизм Франка-ван-дср-Мсрве), в) островковая (механизм Фольмера-Вебера) и с) островковая поверх начального ламинарного слоя (механизм Странского-Крастанова). Морфология гетероэпитаксиальной плёнки в термодинамическом приближении определяется соотношениями между поверхностными энергиями подложки Е$, гетероэпитаксиальной плёнки Ег и энергией интерфейсного СЛОЯ Е[.
При отсутствии реакций на интерфейсе плёнка будет смачивать подложку, при условии Е{+Е1 < Е$ и при условии Е*+Е[ > Еэ будет формировать островки, оставляя подложку в значительной степени открытой.
Промежуточная морфология (слой + островки) будет наблюдаться, если поверхностная энергия химически связанного интерфейсного слоя ниже, чем у плёнки, но выше чем у подложки, т.е. Ез< Е[ < Еэ [15].
В таблице 3 приведены параметры кремния и ФЩЗМ [15], где с1 - период решетки, КТР - коэффициент термического расширения, А- ширина запрещённой зоны., е - относительная диэлектрическая проницаемость, Е$ -свободная поверхностная энергия.
Из таб. 1.3 следует, что поверхностная энергия £5(100) фторида кальция меньше чем кремния и, казалось бы, в отсутствии реакций на интерфейсе должен быть реализован послойный (ламинарный) механизм роста.
19
Таблица 1.3.
Параметры кремния и фторидов щелочноземельных металлов [15].
Мате- риал / N Г\ и> чГ о о я а, А (732°С) КТР, Ю^/К Д£8, эВ (300 К) £, (300 К) £8(111), л эрг/см“ £>(100), л эрг/см
81 5,431 5,440 2,6 1,12 16,3 1240 2130
СаР2 5,463 5,571 19,1 12,11 8,43 450-500 900-950
8гР2 5,800 5,880 18,4 11,24 7,69 360
ВаР2 6,200 6,305 18,8 10,48 7,33 280
Но ввиду того, что преимущественным направлением роста фторидов ЩЗМ является направление [111] (поверхностная энергия Е$ для СаР2(111) в 2 раза меньше поверхностной энергии Е$ для СаР2(100)), имеет место островковый механизм роста с образованием ЗD островков с о!ранкой боковых поверхностей по (111), которые наклонены относительно нормали к подложке под углом около 55° [14].
В [7] было показано, что на 81(100) структурно совершенные плёнки СаР2 растут в диапазоне температур Т$=500-600°С с минимальным значением коэффициента каналирования 6%. Отмечено, что повышение температуры до 700°С приводит к появлению морфологических дефектов, но влияния параметров роста на морфологию самой поверхности исследовано не было.
Так как для приборной реализации эпитаксиальных структур требуется гладкая поверхность, были предприняты попытки улучшить морфологию поверхности и структурное совершенство СаР2 на 81(100) с помощью послеростовых отжигов [22-23]; отжигов т б1ш при 900°С [24], в диапазоне от 700°С до 1000°С [25], а также с помощью 2-х стадийной методики роста [25-26].
В работах [22-23] исследовалось влияние послеростовых высокотемпературных обработок на различные свойства эпитаксиальных плёнок СаР2 на 81(100) включая кристалличность (структурное совершенство), морфологию и электрические свойства.
20
Исследования показали, что структурное совершенство не подвергнутых отжигам плёнок оптимально при TS=600°C, что подтверждается снижением параметра каналирования от 25% при TS=525°C до5-7% при TS=600°C [23]. Но уже при Ts=625°C этот параметр вновь возрастает до 12-13%. В то же время параметр каналирования пленок в результате отжига (2 группа) RTA ex situ снизился от 0,26 до 0,03. Улучшение эпитаксиального качества плёнок CaF2, отожженных RTA ex situ позволяет снизить требования к параметрам роста при МЛЭ. Исследования кристаллического качества плёнок отжигаемых in situ, показали, что оно сильно зависит от температуры отжига. Оптимальная температура отжига составила 700°С. Авторы [23] также отмечают, что если плёнка выращивалась при температуре подложки 700°С (температура отжига, обеспечивающая оптимальную эпитаксию), она характеризовалась неоднородностью по толщине, что указывает на островковый механизм роста при этой температуре. Осаждение же плёнок при низкой температуре обеспечивает рост однородных плёнок, кристаллическое качество которых впоследствии может быть улучшено отжигом. Улучшение эпитаксиального качества плёнок после отжигов обоих типов, подтверждается также исследованиями методом дифракции электронов на просвет. Дифракционная картина не отожженных плёнок свидетельствует о том, что в этих плёнках имеется текстура, которая исчезает после отжига как RTA ex situ, так и in situ
Морфология поверхности плёнок CaF2 исследовалась методом РЭМ. Плёнки, не подвергнутые отжигу (1 группа), имели грубую морфологию в масштабе порядка 100 нм. Плёнки, отожженные RTA ex situ, явно более высокого качества и имеют гладкую поверхность без особенностей, за исключением регулярных линий вдоль направления [110] и отделённых друг от друга расстоянием в несколько микрон. Авторы [23] связывают появление этих линий с большим различием в коэффициентах термического расширения кремния и фторида кальция. Плёнки, подвергнутые отжигу in situ имеют, грубую морфологию похожую на морфологию необожженных плёнок за
21
исключением того, что наиболее крупные неоднородности встречаются реже и имеют меньший размер.
Исследования морфологии поверхности пленок показали, что быстрый термический отжиг (RTA ex situ) гораздо более эффективен, чем отжиг in situ, и морфология плёнок, подвергнутых отжигу RTA ex situ гораздо более высокого качества, чем неотожжёных или отожженных in situ. Но следует отметить, что в пленках подвергнутых отжигу RTA ex situ (2 группы) наблюдаются трещины вдоль направления [110J, в, то время как в плёнках, подвергнутых отжигу in situ, трещин не наблюдается. Возможно, это связано с тем, что температуры отжига в последнем случаи были ниже. В плёнках, не подвергнутых отжигу, иногда наблюдаются островки треугольной формы, которые характерны для подложек Si(lll) [23]. Но при этом не указано, при каких Ts в неотожженных плёнках наблюдалась подобная морфология и с чем это связано. В работе [23] были также исследованы электрофизические параметры плёнок. Измерялись высокочастотные вольт-фарадные характеристики Al/CaFo/Si. Было
установлено, что оба вида отжигов не влияют на величину плотности
110 1 -поверхностных состояний, которая составляла 5x10 (см эВ)' , но отжиг RTA
ex situ приводит к увеличению поля пробоя диэлектрика до (1-2)х 106 В/см, в то
время как отжиг in situ не меняет поля пробоя диэлектрика, значение которого
составляет обычно (2-5)х 105 В/см.
В [25] использовали двухстадийную методику роста и отжиги in situ для улучшения морфологии поверхности плёнок CaF2 и BaF2. Двухстадийный рост проводился посредством методики, описанной в работе [3]. В этом случае, слой CaF2 толщиной -300 А сначала осаждался при температуре 580°С, с последующим отжигом при температуре 900°С в течение нескольких минут. Следующая вторая стадия роста толстого слоя CaF2 (-2000-3000 А) проводилась сразу же в более высокотемпературном диапазоне от 700°С до 850°С. Эксперименты показали, что слои CaF2, выращенные при помощи двухстадийной методики, имели ориентацию (100), но морфология