Дефектообразование и рекристаллизация в пленках кремния на сапфире при ионном облучении тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.20, кандидат физико-математических наук Шемухин, Андрей Александрович

• Шемухин, Андрей Александрович
• кандидат физико-математических наук
• 2013

Оглавление диссертации кандидат физико-математических наук Шемухин, Андрей Александрович

1.3 Ионная имплантация

1.3.1. Общие сведения

1.3.2 Образование дефектов под действием ионного облучения

1.3.2.1 Общие сведения

1.3.2.2. Влияние дозы облучения

1.3.2.3. Влияние типа бомбардирующих ионов

1.3.2.4. Влияние энергия ионов

1.3.2.5. Влияние температуры мишени

1.3.3. Улучшение качества кристалличности структур кремний на сапфире

1.3.3.1. Зависимость от энергии

1.3.3.2. Доза имплантации

1.3.3.3. Зависимость температуры подложки

1.3.3.4. Зависимость от типа бомбардирующих ионов

1.4. Выводы

Глава 2. Аппаратура и методы исследования

2.1. Установка для проведения экспериментов по имплантации

2.1.1. Ускорительный комплекс

2.1.2. Линия имплантации

2.1.3. Экспериментальная камера линии имплантации

2.3. Методы исследования КНС-структур

2.3.1. Метод ширины кривой качания

2.3.2. Методика резерфордовского обратного рассеяния

2.3.3. Просвечивающая электронная микроскопия высокого разрешения

2.3.4. Масс-спектрометрия вторичных ионов

2.3.5. Методы изучения топографии поверхности КНС-структур

Глава 3. Результаты и обсуждения

3.1. Исследование исходных КНС структур

3.1.1. Топографии поверхности исходных КНС-структур и сапфировой подложки

3.1.2. Исследование исходной КНС-структуры с помощью ПЭМ

3.1.3 Анализ состава исходных структур кремния на сапфире с помощью методики вторичной ионной масс-спектрометрии

3.1.4. Анализ состава исходных структур кремния на сапфире с помощью методики резерфордовского обратного рассеяния

3.1.5. Исследование границы раздела «кремний- алюминий» с помощью методики резерфордовского обратного рассеяния

3.2. Исследование механизмов образования дефектов и твердофазной рекристаллизации при ионном облучении

3.2.1. Постановка экспериментов по имплантации

3.2.2. Поиск оптимальных параметров имплантации с помощью программного обеспечения

3.2.3. Сравнение дефектообразования в пленках и массивных образцах кремния под действием ионного облучения

3.2.2. Исследование возможности рекристаллизации от сапфировой подложки

3.2.3. Исследование возможности реализации рекристаллизации с обеих сторон кремниевой пленки

3.2.4. Исследование возможности рекристаллизация от поверхности

кремния

3.2.4.1. Исследование влияния плотности тока

3.2.4.2. Исследование влияния температуры высокотемпературного отжига на твердофазную рекристаллизацию КНС-структур

3.2.4.3. Получение 100 нм пленки кремния на сапфире с высоким качеством кристалличности

3.2.4.4. Исследование дефектообразования в КНС-структурах после

облучения при температурах вблизи 0°С

3.2.5. Исследование границы раздела «кремний- алюминий» с помощью вторичной ионной масс-спектрометрии

Заключение

Список литературы

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Дефектообразование и рекристаллизация в пленках кремния на сапфире при ионном облучении»

Введение

Актуальность проблемы

Кремний на сапфире (КНС) рассматривается как один из перспективных материалов для изготовления высокочастотных интегральных схем (ИС) с повышенной плотностью элементов [1-3]. Структуры, изготовленные по этой технологии, более долговечны, имеют высокую радиационную стойкость и потребляют меньше энергии по сравнению со структурами, изготовленными на массивном кремнии.

Обычно КНС-структуры создаются методом газофазного осаждения кремния на монокристаллические сапфировые подложки с ориентацией (1,10,2).

В настоящее время, для производства микросхем выращиваются плёнки кремния с толщинами около 300 нм. Однако, для изготовления электронных приборов с высоким быстродействием толщина кремниевого слоя должна быть не более 100 нм. Проблема получения таких тонких слоев заключается в том, что на ранних стадиях эпитаксиального роста из-за различия параметров кристаллической решетки кремния и сапфира именно в этом слое возникает большое количество структурных дефектов. Наличие таких дефектов является существенным препятствием для производства интегральных схем на основе КНС структур.

В ряде работ [4-8] была продемонстрирована возможность уменьшения плотности таких дефектов за счет эпитаксиальной рекристаллизации в твёрдой фазе. На первом этапе этого процесса пленка кремния аморфизуется вблизи границы раздела с сапфиром с помощью ионной имплантации. При этом кристаллическая структура пленки кремния вблизи поверхности остается неповрежденной. В указанных публикациях установлено, что после процедуры отжига кристаллическая структура пленки кремния на сапфире существенно улучшается. Однако анализ опубликованных к моменту начала

выполнения настоящей диссертационной работы показал, что до нее были оптимизированы параметры процессов имплантации и отжига. И, главное, не были ясны механизмы существенного улучшения кристаллического совершенства кремниевой пленки. В частности, не ясен вопрос с выбором оптимальной энергии имплантации [4-15].

Поэтому целью диссертационной работы являлось: Экспериментально изучить процессы образования дефектов в пленках кремния на сапфире под действием ионного облучения и выявить механизмы эпитаксиальной твердофазной рекристаллизации.

Для достижения указанной цели в работе поставлены следующие задачи:

1. Разработать методику исследования образования радиационных дефектов в пленках кремния на сапфире под действием облучения ионов высоких энергий.

2. Изучить влияния энергии, дозы и плотности потока имплантируемых частиц на степень аморфизации КНС-структур.

3. Исследовать влияния температурных режимов, при которых происходит имплантация, на степень разрушения кристаллической решетки кремниевой пленки под действием ионного облучения.

4. Провести анализ механизмов восстановления кристаллической решетки после ионного облучения и высокотемпературного отжига.

Научная новизна

1. Получены новые экспериментальные данные о дефектообразовании в пленках кремния на сапфире под действием ионного облучения с различными энергиями.

2. Изучено влияние дозы и плотности тока имплантируемых частиц на степень аморфизации кремниевой пленки.

3. Изучено влияние температуры имплантации на формирование дефектов в пленке кремния.

4. Выявлен механизм, по которому происходит восстановление кристаллической структуры пленки кремния после ионного облучения и высокотемпературного отжига.

Научная и практическая ценность

1. Разработаны физические основы промышленной технологии изготовления ультратонких слоев кремния на сапфире.

2. Обнаруженное влияние температурных режимов на параметры ионного облучения показало необходимость учета этого фактора для полного разрушения сильно дефектного слоя вблизи границы раздела кремний-сапфир.

3. Исследование процесса эпитаксиальной твердофазной рекристаллизации пленки кремния на сапфире показало, что регулируя параметры облучения и температуру КНС структуры, можно эффективно регулировать этот процесс.

4. Выявлен механизм восстановления кристалличности слоя кремния на сапфире после проведения ионного облучения и рекристалллизационного отжига.

Основные положения, выносимые на защиту

1. В отличие от массивного кремния, для которого аморфизация наблюдается при 5х 1016 ион/см2, пленки кремния на сапфире аморфизуются при меньших критических дозах облучения (1015 ион/см2).

2. Основным механизмом восстановления кристаллической структуры является рекристаллизация в пленке кремния от поверхностного слоя, являющегося затравкой. Оптимальная толщина такого слоя составляет 30 нм.

3. Для процесса реализации эпитаксиальной рекристаллизации необходимо разрушить ионным облучением сильно дефектную область плёнки кремния. Показано, что для получения пленок кремния с высоким качеством кристалличности, необходимо также разупорядочить кристаллическую структуру сапфира вблизи границы кремний-сапфир.

4. Полное разрушение сильнодефектной области зависит от энергии имплантируемых ионов и температуры. Оптимальная энергия разупорядочения сильнодефектной области при температуре жидкого азота 200 кэВ, а при комнатной температуре 230 кэВ.

Апробация работы

Основные результаты работы докладывались и обсуждались на российских и международных конференциях и симпозиумах:

• Международная конференция по физике взаимодействия заряженных частиц с кристаллами (Москва, 2010, 2011, 2012, 2013);

• Научная сессия в МИФИ (Москва, 2011);

• Научная конференция «Ломоносовские чтения» (Москва, 2011);

• XII Межвузовская школа молодых специалистов «Концентрированные потоки энергии в космической технике, электронике, экологии и медицине» (Москва, 2011);

• International Conference «Micro- and Nanoelectronics - 2012» (Russia, Zvenigorod, 2012);

• International Conference on Atomic Collisions in Solids» (Japan, Kyoto, 2012)

Структура диссертации

Диссертация состоит из введения, 3 глав и заключения. Работа содержит 111 страницы машинописного текста, 58 рисунков, 5 таблиц. Список литературы включает 89 наименований.

Глава 1. Эпитаксиальная рекристаллизация в твердой фазе в КНС-структурах (обзор литературы)

1.1. Сравнение пленок кремния на сапфире и объемного кремния

Кремний является основным материалом современной микроэлектроники. Как дискретные компоненты, так и сверхсложные интегральные схемы (ИС) изготавливаются на его основе.

В результате уменьшения размеров элементов интегральных микросхем увеличилось влияние паразитных эффектов: возросли токи утечки, уменьшились напряжения пробоя. Возникают трудности с теплоотводом от элементов ИС. Для уменьшения влияния паразитных эффектов была предложена технология создания транзисторов с диэлектрическим слоем, так называемых «кремний-на-изоляторе» структур. Так как сапфир обладает высокой теплопроводностью при высоких диэлектрических характеристиках, его чаще всего используют в качестве изолирующего слоя. Это приводит к снижению тепловыделения на элементах ИС. Структуры, созданные по технологии «кремний на сапфире», за счет малых размеров кремниевого слоя имеют меньшую паразитную емкость. Это позволяет значительно увеличить быстродействие системы. Необходимо также отметить, что уменьшение паразитных емкостей приводит к уменьшению рассеиваемой мощности. Использование наноразмерных пленок кремния в качестве активного слоя приводит к увеличению радиационной стойкости приборов, являющейся важным фактором надежности приборов космического направления. На рис. 1 (а, б) представлен полевой транзистор, созданный по КНС технологии (1а) и на массивном кремнии (16).

Рис. 1 Полевой транзистор: а - на массивном кремнии, б - с изолирующим слоем.

1.2. Краткая история развития исследований структур кремний на сапфире

Идея о создании структуры кремний на сапфире была впервые предложена в 1963 году в Североамериканской авиационной компании (настоящее название «Боинг») [15].

В конце 1970-х и в 1980-е годы фирмой Hewlett-Packard КНС-структуры успешно использовались при производстве калькуляторов вследствие низкого расхода энергии. Однако вскоре пластины массивного кремния захватили рынок слаботочной электроники. Это связано с тем, что высокий уровень дефектов в кремниевой пленке являлся существенным барьером для успешного применения КНС структур.

С одной стороны дефекты вызывают токи утечки, когда транзистор выключен. А с другой стороны - уменьшают подвижность носителей. Необходимо отметить при этом, что подвижность определяет, как быстро заряды могут ускориться в полупроводнике, или косвенно, максимальную частоту транзистора.

Дальнейшие успехи в развитии КНС технологии стали возможны благодаря достижениям в развитии таких методов анализа твердотельных структур, как спектроскопия резерфордовского обратного рассеяния (POP) и высокоразрешающая просвечивающая электронная микроскопия (ПЭМ). Именно благодаря использованию последней методики было наглядно продемонстрировано, что образование дефектов в рабочем слое кремния связано с несовпадением постоянных решеток кремния и сапфира (рис. 2). При этом нарушаются условия эпитаксиального роста пленки кремния на сапфировой подложке. Поскольку сапфир имеет гексагонально-гранецентрированную структуру, при создании КНС-структур для лучшего согласования типа и параметров кристаллических решеток сапфира и кремния используется грань с ориентацией (1, I ,0,2) по расположению атомов аналогичную монокристаллу кремния.

О атом А! атом Si

60%

несоответствие параметров решетки кремния и сапфира

Решетка сапфира

Рис. 2. Параметры решеток кремния и сапфира.

На начальных стадиях осаждения пленки кремния в переходном слое пленка-сапфир в эпитаксиальной пленке кремния образуется большое количество дефектов. Любое нарушение регулярности на поверхности подложки служит причиной нарушения упаковки атомов в должном порядке. Когда сходятся границы правильно или неправильно упакованных участков, образуется разрыв кристаллографической структуры. Даже если дальнейшие

слои будут идти с правильной упаковкой, то слои атомов над плоскостями, которые начали расти неправильно, не будут согласованы со слоями, образовавшимися над правильными центрами кристаллизации [16]. Вследствие этого в кремниевой пленке возникают упругие напряжения и последующее образование большого количества структурных несовершенств (рис. 3).

Рис. 3. Пленка кремния, выращенная на сапфире. Изображение получено с помощью просвечивающей электронной микроскопии тонкого среза КНС структуры.

Рост эпитаксиальных слоев кремния на сапфировой подложке начинается с роста «островков» с ориентаций <111> и <110>. Данные направления наиболее схожи с выбранным кристаллографическим направлением подложки сапфира. В тот момент, когда «островки» становятся настолько большими, что идет их перекрывание, начинается рост кремниевой пленки с более плотной упаковкой в кристаллографическом направлении <100>. В местах, где происходит перекрывание островков, образуются дефекты в виде двойников.

Однако в 1979 году ученым Калифорнийского Института Технологии и исследователям из компании Hewlett Packard удалось совершить прорыв в разработке технологии усовершенствования КНС структур [18]. В этой работе был предложен процесс улучшения кристаллической структуры

подложка сапфира

кристаллический кремний

структурные дефекты

пленки кремния на сапфире за счет эпитаксиальной рекристаллизации в твердой фазе (Solid Phase Epitaxial Regrowth).

Впоследствии в ряде работ было показано [1-14,19-28], что уменьшить количество структурных дефектов в приграничном слое пленки кремния можно с помощью ионной имплантации и последующего отжига. На первом этапе процесса кремниевая пленка аморфизуется путем ионной имплантации. После проведения процедуры отжига кристаллическая структура кремниевой пленки у границы раздела кремний-сапфир существенно улучшается. Схематически процесс улучшения качества кристалличности кремниевых пленок на сапфировой подложке представлен на рис. 4.

Ппн-каЗ mcanJn» пхзвСЛОссаи^^ия

^"^Г^И? ГУЛуТТа ИИ

От во* и тералгеоо) е скисл еже

Рис. 4. Все стадии обработки КНС структур. Отметим, что в 2011 году сооснователи компании Peregrine Semiconductor Марк Бургенер (Mark Burgener) и Роналд Риди (Ronald Reedy), получили премию Noble Award за исследование и разработку технологии кремния на сапфире.

В 1990 году с целью коммерциализации этой технологии в США создана компания «Peregrine Semiconductor». На сегодняшний день это единственная компания, поставляющая на рынок ультратонкие КНС структуры, на которых изготавливаются электронные устройства с рабочими частотами до 12 ГГц.

Поскольку важным и основным процессом при улучшении качества кристалличности кремниевой пленки на сапфире является ионная имплантация, рассмотрим этот процесс подробнее.

1.3 Ионная имплантация

1.3.1. Общие сведения

При взаимодействии ускоренных ионов с веществом одновременно происходит целый ряд процессов. Сталкиваясь с атомами твердого тела, бомбардирующие частицы передают им часть своей кинетической энергии. Вследствие этого в приповерхностной области возникает каскад ион-атомных и атом-атомных столкновений, приводящий к эмиссии из поверхности атомов или ионов вещества [29-32]. Часть бомбардирующих ионов может вследствие упругих столкновений с атомами вещества отразиться или, как говорят, рассеяться. В тоже время некоторые бомбардирующие поверхность ионы могут проникать в твердое тело. Двигаясь в твердом теле такие ионы теряют свою первоначальную энергию Ео за счет упругих столкновений с атомами. В промежутках между столкновениями энергия бомбардирующих ионов теряется за счёт неупругого взаимодействия с электронными оболочками атомов мишени [33,34].

Траектория движения проникших внутрь твердого тела ионов представляет собой ломаную линию. Расстояние, которое ион проходит в веществе, называется полным пробегом (рис. 5, а). Для практического применения важен не полный пробег, а его проекция Яр - проективный пробег, т. е. пробег в направлении первоначальной траектории движения иона. Для расчетов используют средний проективный пробег Яр. Интервал ЯР±2А Яр включает 95 % внедренных ионов (рис. 5, б), где А Яр -среднеквадратичный разброс пробегов ионов.

Величина Яр определяется начальной энергией Ео бомбардирующих ионов и описывается формулой:

л, =](*.+, и)

О

где Бп- ядерное сечение торможения, 8е- электронное сечение торможения.

Ф

I

Рис. 5. Траектория движения иона в твердом теле - а и распределение концентрации внедренных ионов по глубине - б.

Максимальная концентрация имплантированных атомов Стах ограничивается явлением распыления и определяется соотношением пробега ионов в материале мишени и коэффициентом распыления: Стах ~ где 5-коэффициент распыления облучаемого вещества (ат/ион), а Яр - средний проективный пробег бомбардирующих ионов.

Для построения профилей внедренных ионов чаще всего используется гауссова форма распределения проникших внутрь твердого тела ионов:

Нх)=

Д Яп х 72л-

: ехр

2Ю'

(2)

где О - доза ионного облучения (ион/см2). Координата х - измеряется вдоль направления влета пучка.

Однако исследования показали, что данное распределение неудовлетворительно описывает экспериментальные профили для

большинства комбинаций ион-образец. Установлено, что, как правило, экспериментальные профили внедренных ионов асимметричны. Асимметрию можно отразить введением третьего центрального момента распределения сг2 к двум прежним 07, (рис. 3). Большинство

экспериментальных данных по распределениям ионов фосфора, мышьяка, сурьмы хорошо аппроксимируется теоретическими расчетами с использованием третьего центрального момента в распределении типа "сдвоенная гауссиана". Такие концентрационные профили могут быть построены с различными дисперсиями в выражении (2) на левом и правом плечах распределения (рис. 6, б). Однако метод такой метод позволяет корректно строить профили для распределений с небольшой асимметрией.

Рис. 6. Модели имплантации мышьяка с энергией 150 кэВ, дозой 3*10'5 ион/см2 .

Для построения профилей внедренных ионов с большой асимметрией используют распределение Пирсона [32]. Сравнение экспериментальных данных, полученных с помощью масс-спектрометрии вторичных ионов с расчетами, проведенными с помощью этого распределения, показаны на

рис. 7. Из рисунка видно, что распределение Пирсона наиболее точно описывает профиль внедренных в твердое тело ионов.

Рис. 7. Профиль распределения ионов бора с энергией 120 кэВ в аморфном кремнии. 1-распределение Пирсона, 2- соответствующая гауссиана, 3- экспериментальные данные.

1.3.2 Образование дефектов под действием ионного облучения.

1.3.2.1 Общие сведения

При движении в твёрдом теле внедренный ион, сталкиваясь с атомами, передает им часть своей энергии. Если энергия, преданная атому при упругом столкновении Еотд, превышает энергию связи Есв атомов в решётке, то атом покидает узел. Энергия атома отдачи определяется соотношением:

Еотд=уЕоСО$г(р, (3)

где Ео - энергия налетающей частицы, у - кинематический фактор у=4т/т2/(т/+т2)2, где га/и гп2 - массы частиц, участвующих в столкновении, а <р - угол атома отдачи. При этом предполагается, что одна из частиц до столкновения покоится. Обычно энергия атомов отдачи велика, поэтому в результате своего движения эти атомы образуют большой каскад столкновений, разрушая кристаллическую структуру.

Выбитые из узлов решетки атомы вещества образуют вакансии и дефекты структуры в виде внедренных межузельных атомов. Кроме того, дефекты возникают вследствие остановки иона между узлами решетки. Скопление таких дефектов образует дислокации, вакансионные поры и др.

В процессе имплантации ионов идет накопление радиационных дефектов [35,36]. На рис. 8 показаны рассчитанные и измеренные профили распределения внедренных ионов висмута в матрице кремния, а также профили образовавшихся дефектов.

Рис. 8. Профили внедренных частиц и дефектов [35]. Висмут 50 кэВ в

кремнии.

Подчеркнём, что, как видно из рис. 8, максимум в профиле концентрации дефектов смещен относительно максимума в распределении внедренных ионов к поверхности облучаемого образца.

Дефектообразование при бомбардировке ускоренными ионами различных твердых тел происходит по-разному. В работе [37] показано, что при ионном облучении металлов полного разрушения кристаллической структуры не происходит вплоть до доз в 10'* ион/см2. На рис. 9 представлены результаты исследования разупорядочения монокристалла Со при бомбардировке грани (0001) ионами Аг+ с энергией 80 кэВ.

Channei number

Рис. 9. Энергетические спектры POP ионов Не, измеренные для необлученного и облученного ионами Аг+ монокристалла Со.

В отличие от металлов поверхность полупроводниковых материалов аморфизуется уже при дозах 10'МО16 ион/см2. Аморфизация наблюдается, когда количество ионов упавших на единицу площади поверхности превосходит определенную величину - Dcr, называемой критической дозой аморфизации. Низкая радиационная стойкость полупроводников объясняется

меньшей (по сравнению металлами) скоростью отжига дефектов, возникающих при ионном облучении.

Образование дефектов в полупроводниках при ионном облучении зависит от типа внедренных ионов, энергии и дозы облучения, а также от температуры, при которой происходит облучение материала. Рассмотрим влияние каждого из перечисленных параметров отдельно.

1.3.2.2. Влияние дозы облучения

Степень разупорядочения решетки в полупроводниках под действием ионного облучения можно исследовать с помощью различных методик (резерфордовского обратного рассеяния, просвечивающей электронной микроскопии, рентгеновской дифракции, ИК спектрометрии, комбинационного рассеяния света и т.д.). На рис. 10 показана зависимость степени дефектности кремния от дозы облучения. Имплантация проводилась при комнатной температуре. Проведенные исследования [38-42] показали наличие трех характерных диапазонов доз облучения. В первом диапазоне (диапазон малых доз) происходит накопление дефектов в первоначально монокристаллическом кремнии. Третий диапазон соответствует аморфному материалу. А во втором, очень узком диапазоне доз облучения, происходит резкое увеличение индуцированных облучением дефектов.

о

0123456789 10 11 Dose (хЮ14 cm2)

Рис. 10.Зависимость степень дефектности массивного кремния от дозы облучения при энергии имплантации 230 кэВ.

1.3.2.3. Влияние типа бомбардирующих ионов

Поскольку основное разрушение кристаллической структуры при ионном облучении происходит, в основном, за счет упругих столкновений внедренных ионов с атомами решетки, критическая доза аморфизации в значительной мере зависит от типа бомбардирующих ионов [43-47]. В работе [44] показана зависимость структурного разрушения кремния от типа и дозы внедренных в него ионов. На рис. 11 показана зависимость ИК показателя преломления в кремнии от дозы внедренных ионов В+, С+, Ne+, Аг+ и Sb+ с энергией 80 кэВ. На снятых спектрах присутствуют три области. Первая область соответствует низким дозам и соответственно низким показателями ИК преломления. Вторая - соответствует большим дозам облучениям и быстрому увеличению показателя преломления. В третьей области, в которой формируется аморфный слой. С увеличением атомного номера иона ширина первой области в дозовой зависимости уменьшается. В случае облучения

тяжелыми ионами вторая область не наблюдается, что соответствуют классической теории столкновений. Доза необходимая для полного разрушения атомной решетки полупроводников увеличивается с увеличением атомного номера бомбардирующих частиц. К примеру, при облучении ионами от 3*1013 ион/см2, а при 4*1016 в случае облучения ионами В+ - 4*1016 ион/см2.

Рис. 11. Зависимость Осгот дозы внедренных ионов.

1.3.2.4. Влияние энергия ионов

Образование структурных дефектов при ионном облучении зависит от сечения взаимодействия ион-атом, которое обратно пропорционально начальной энергии имплантации Ео. В работах [42,48] показано, что критическая доза аморфизации достаточно сильно зависит от энергии имплантации (см. рис. 12). Для легких ионов (О) доза аморфизации увеличивается с увеличением энергии облучения, для средних по массе ионов (Аг) практически не изменяется, а для тяжелых ионов уменьшается.

24

Это объясняется тем, что вклад электронных потерь при взаимодействии легких ионов с решеткой больше, чем при взаимодействии тяжелых.

Ю13

50 100 150 200

Energy (keV)

Рис. 12. Зависимость критической дозы аморфизации от энергии для нескольких типов ионов при температуре 80 К. Сплошные линии -

теоретическая модель [42].

1.3.2.5. Влияние температуры мишени

Степень разупорядочения структуры полупроводников сильно зависит от температуры, при которой происходит облучение. Критическая доза аморфизации увеличивается с увеличением температуры. При определенных температурах полная аморфизация полупроводников не наблюдается даже при дозах выше 1016 ион/см2 [49-52]. На рис. 13 показан профиль распределения повреждения кристаллической решетки кремния при облучении ионами 8Г с энергией 2 МэВ и дозах в диапазоне от 2* 1013 до 1018 ион/см2 и температурах подложки от 125 К до 450 К. В области I небольшое

количество дефектов пропорционально малым дозам облучения, что хорошо согласуется с классической теорией столкновений Зигмунда. Уменьшение количества дефектов при увеличении температуры соответствует рекомбинации вакансий и атомов кремния (само отжигу структуры). Этот же эффект связан с уменьшением скорости образования дефектов при увеличении дозы облучения в области II (происходит перекрывание каскадов столкновений). Увеличение скорости дефектообразования в области III связано с образованием дефектных кластеров и аморфизованных областей. Область IV соответствует полностью разупорядоченной структуре кремния. В области V, где происходит облучение при высоких температурах подложки (450 К), полного разрушения структуры полупроводников не происходит. Однако, согласно данным ПЭМ, происходит образование дислокаций.

DOSE D (Si -IONS/cm Z)

Рис. 13. Дозовая и температурная зависимость образования дефектов при облучении кремния ионами кремния с энергией 2 МэВ.

При низких температурах минимальная доза необходимая для аморфизации увеличивается при уменьшении атомной массы внедренных ионов[42]. На рис. 14 показано, что при низких температурах при облучении

различными элементами критическая доза аморфизации может отличаться более чем на порядок. К примеру, при -170° С Dcr при облучении ионами В+ составляет 1015 ион/см2, при облучении ионами Р+ - 2*1014 ион/см2, а для ионов Sb+ - 3*1013 ион/см2. При увеличении температуры до 30° С доза аморфизации для всех типов бомбардирующих ионов увеличивается на порядок. При увеличении температуры до 130° С полного разупорядочения структуры полупроводников при облучении легкими ионами В+, Р+ не происходит, но облучение ионами Sb+ с дозой 5* 1014 ион/см2 по-прежнему приводит к разрушению структуры.

10!Э

10"

С\|

Ц ю16

ф

8

о

S Ю15

'С

о

10«

10«

01 23456789 10 11 1000/Т (К-1)

Рис. 14. Зависимость Dcr от температуры для различных типов ионов.

1.3.3. Улучшение качества кристалличности структур кремний на сапфире

Поскольку кремний до сих пор является основным материалом электроники образование дефектов, возникающих в нём под действием ионного облучения, изучено достаточно хорошо. Однако, в процессе образования дефектов в пленках кремния на сапфире могут наблюдаться некоторые особенности, связанные как с наличием резкой границы раздела между пленкой кремния и сапфира, так и профилем внедренных частиц. Как было показано выше, профили распределения внедренных частиц и индуцированных дефектов растянуты по глубине.

Ниже приведен обзор литературы, в котором рассмотрено влияние различных параметров облучения на степень разупорядочения и твердофазную эпитаксиальную рекристаллизацию пленок кремния на сапфире. С целью исключения влияния примеси на электрофизические параметры пленки кремния на сапфире, в большинстве опубликованных работ использовалось облучение ионами кремния.

Необходимо отметить, что в опубликованных работах исследовались КНС-структуры с различной толщиной эпитаксиальной пленки. Соответственно энергии внедренных частиц, необходимые для полного разрушения структуры эпитаксиальной пленки кремния на сапфире, различны. Поэтому при сравнении экспериментальных данных исследования влияния энергии облучения важным параметром является средний проективный пробег, а также профиль распределения радиационных дефектов. Значение Яр и профиля распределения дефектов при указанных в работах параметрах экспериментов было рассчитано с помощью программы 8ММ 2010 [53,54].

1.3.3.1. Зависимость от энергии

В ряде работах показано [12,13,17], что параметры имплантации, при которых происходит существенное улучшение качества кристаллической структуры кремниевой пленки, происходит при разрушении сильнодефектной области вблизи границы раздела и большей части кремниевой пленки, за исключением тонкой приповерхностной области служащей затравкой при рекристаллизации в твердой фазе. Таким образом, в этих работах было показано, что основным механизмом улучшения кристаллической структуры кремниевой плёнки является рекристаллизация от неразрушенной бомбардировкой поверхности плёнки. В указанных работах облучение проводили с энергией 180-200 кэВ (Rp= 244-271 нм) в 300 нм [12,13] либо 330-350 кэВ (7?р=450-473нм) в 540 нм пленки кремния на сапфире [17].

Однако в работах [7,23] утверждается, что улучшение кристаллической структуры можно получить при активации твердофазной рекристаллизации от поверхности сапфира. По сравнению с [12,13,17], параметры имплантации подбирались таким образом, чтобы полностью аморфизовать эпитаксиально выращенную пленку кремния. При этом единственным возможным центром кристаллизации остается сапфировая подложка. При проведении имплантации в две стадии: большими энергиями, разрушая сильнодефектную область у границы кремний-сапфир, а затем меньшими энергиями, с целью разупорядочить структуру пленки кремния вплоть до затравочного слоя, наблюдались лучшие результаты. Энергия имплантации составляла 150 кэВ и 75 кэВ соответственно (Rp = 105 и 204 нм соответственно).

Авторы ряда работ проводили имплантацию с энергией 265 кэВ (Rp=355hm) в 500 нм КНС структуры [6], 70 кэВ (Rp=98hm) в 200 нм пленки [3], 120 кэВ (Rp=163hm) в 250 нм [4]. При таких энергиях максимум упруговыделенной энергии находится существенно ближе к поверхности. По сути, производилась аморфизация области находящейся между сильнодефектным и кристаллическим слоем кремния, поэтому

рекристаллизационный отжиг мог происходить как от поверхности, так и от границы раздела.

В цикле работ [12,13,17] облучение структур производят с энергиями, при которых максимум распределения внедренных частиц лежит у границы раздела кремний-сапфир. На рис. 15 показаны рассчитанные нами по программе SRIM 2010 профили распределения внедренных ионов (В) и радиационных дефектов (А) в 240 нм пленке кремния при энергии облучения 180 кэВ [13]. Видно, что энергия имплантации была подобрана таким образом, что максимум внедренных ионов находится в сапфировой подложке. Но при прохождении внедренного иона через границу раздела двух сред образуемый каскад столкновений распространяется во все стороны и содействует перемешиванию элементов на границе раздела (миксинг). Этот эффект может приводить к значительному изменению электрофизических параметров кремниевого покрытия. Кроме того, профиль распределения радиационных повреждений проникает глубоко в сапфировую подложку.

2000 3000

глубина, ангстрем

Рис.15 Профиль распределения внедренных ионов кремния с энергией и профиль индуцированных радиационных повреждений в 240 нм пленке кремния на сапфире. Энергия ионов 180 кэВ.

На рис. 16 показаны POP спектры исходной КНС-структуры [13], облученной ионами кремния с энергией 180 кэВ, а также после высокотемпературного отжига. Видно, что в исходной структуре параметр кристалличности по POP у поверхности хо=0,13, а вблизи границы раздела Xi=0,56. После проведения ионной имплантации кристаллическая структура кремниевой пленки, за исключением тонкой области вблизи поверхности, практически полностью разрушена. POP спектры после имплантации и отжига показывают, что после проведения твердофазной эпитаксиальной рекристаллизации качество кристалличности кремниевой пленки по сравнению с исходной КНС-структурой значительно улучшилось (хо= 0,05, %i=0,12 - кривая В)

02 0.1 0

1500 I R I I •

сс а> * * I—•>•/• •

X 1-о 1000 А • • к

■з: * *

X 2 ш "О * V о * Ч с 9 О •

500 • «О ; С? *

• • а * о V ,. А . в ; W* а*

0 I * ■*! * 1

0.8 1 0

энергия. МэВ

Рис. 16 Энергетический спектр обратнорассеянных ионов 400 кэВ Не+ от 220-250 нм КНС структуры после имплантации: 1,4* 10'5 Si/см2, 180 кэВ (В); после имплантации и отжига: 565 С, 2 часа (А); 565 С, 2 часа + 1000 С, 3 часа (В); (С) - исходная КНС структура; (R) - направление, в котором канал отсутствует.

Аналогичные результаты получены в [18]. Значительное улучшение получено при следующих параметрах имплантации: 3х 1014 ион/см2 при 360

кэВ {Rp=486 нм) и 7x1 О14 ион/см2при 550 кэВ {Rp=l\5 нм) в 600 нм пленки кремния.

Необходимо отметить, что в ряде работ [6,17,18] авторы, сравнивая энергетические спектры обратнорассеянных ионов, не обращают внимания на выход обратнорассеянных ионов от сапфировой подложки. Например, в работе [17] сравнивая спектр обратнорассеянных ионов (рис.17) в направлении каналирования (кривые G и Н) со спектром в направлении, где канал отсутствует (кривая А), видно, что выход обратнорассеянных ионов от сапфировой подложки увеличился. Это выглядит странным. Кроме того, граница раздела кремний сапфир движется по направлению к кремнию, что говорит о проникновении алюминия в кремневую пленку. К сожалению, не приведены части энергетических спектров от подложки сапфира после проведения высокотемпературного отжига.

500

.00

et ф

X

0

1 X 3 со

200 0

220 260 300 3L0

номер канала

Рис. 17 Энергетический спектр обратнорассеянных ионов 2 МеВ Не~ от 540 нм КИС структуры перед имплантацией (В), после имплантации 2х 10'5 Si/см2, 330 кэВ (С), после имплантации и отжига: (D) 600 С в течение 1,5 часов: (Е) - 1000, 1,5 часа; (F) - 600 С, 1,5 часа и 1000 С, 1,5 часа; (G) ИК отжиг 1140 С; (Н) И К отжиг 920 С. (А) - направление, в котором канал отсутствует.

1.3.3.2. Доза имплантации

С помощью ПЭМ было показано, что поведение образования дефектов и микродвойников в пленках кремния на сапфире аналогично поведению в массивном кремнии [10]. Имплантация проводилась при дозе 1016 ион/см2. Однако в ряде работ показано, что образование полностью разу поря доченных слоев кремния наблюдается уже при дозах ниже 2x1015 ион/см2 [8, 9, 24-27].

Зависимость степени дефектности КНС-структур после проведения твердофазной рекристаллизации от дозы внедренных частиц [11] приведена на рисунке 18. Доза имплантации варьировалась от (1-7)х1015 ион/см2. Для доз выше ЗхЮ15 ион/см2 степень разу поря дочения в интерфейсном слое уменьшается линейно. В отличие от проведения двойной имплантации (высокоэнергетичной - для разрушения сильнодефектной области у границы раздела и с меньшими энергиями для аморфизации поверхностных областей) наблюдается более медленное улучшение структуры у интерфейсного слоя, чем вблизи поверхности.

ф2 (1014 ст"1}

0.10

0.08 -

Хо

0.06-

0.04 -

Х\

Фт ПО15 ст"2}

Рис. 18 Скорость деканалирования на границе раздела и поверхностном слое при различных параметрах имплантации.

1.3.3.3. Зависимость температуры подложки

Доза, необходимая для полного разрушения дефектов в интерфейсном слое, уменьшается при понижении температуры и в определенной области температур остается почти постоянной (рис. 19). Из рисунка видно, что при азотных температурах критическая доза аморфизиции менее 5х 1014 ион/см2, в работе [8] эта доза 8><1014 ион/см2 при 130 К. Эта зависимость построена на основе анализа данных для энергий ускоренных ионов кремния 100 кэВ и интенсивности 1,5—5 мкА/см2 [36, 55-57]. Однако с увеличением энергии внедряемых ионов кремния до 200 и 450 кэВ, даже при дозе 5х 1015 ион/см2 вблизи поверхности, сохраняется сильно поврежденный слой, в котором после рекристаллизации имплантированных ионами структур при 700°С

сохраняется высокая дефектность. При возрастании дозы внедренных ионов растет толщина аморфного слоя и увеличивается остаточная дефектность рекристаллизованных слоев [36]. Понижение температуры подложки до -76°С стало достаточным для получения сплошного аморфного слоя при облучении кремния ионами различных энергий, вплоть до 450 кэВ при дозах 1015 ион/см2, при этом качество рекристаллизованных структур оказалось довольно высоким.

Рис.19 Зависимость критической дозы аморфизации при имплантации ионов кремния от температуры подложки [36, 55-57].

1.3.3.4. Зависимость от типа бомбардирующих ионов

В ряде работ показано, что значительного улучшения качества кристалличности можно добиться при облучении КНС-структур различными типами ионов.

Исследование напряжений, которые могут возникать в КНС структурах с толщиной эпитаксиального слоя 300 нм под действием ионного облучения, проведено в [21]. Проводилась имплантация в две стадии. Сначала с энергией

ионов аргона 135 кэВ и дозой в диапазоне 1014- 1016 ион/см2 (проективный пробег 7?р=138 нм) при комнатной температуре. Затем проводилась имплантация аргоном при тех же энергиях при температуре 450°С и 600°С, либо имплантация ионами бора с энергией 80 кэВ (Др=250 нм) и дозой 1016 ион/см2 при температуре 550°С. Качество кристалличности измерялось с помощью комбинационного рассеяния света. Экспериментальные результаты показали, что повторная имплантация аргоном с последующим отжигом приводит к изменению структурных дефектов на границе раздела. Имплантация бором ведет к формированию большого числа дефектов в интерфейсной области.

При низких температурах имплантации улучшаются свойства эпитаксиальных слоев и в случае их облучения ионами кислорода [5,14,19]. Наилучшие результаты показаны при облучении ионами кислорода с энергией 130 кэВ и дозой 1015 ион/см2. Температура подложки во время эксперимента составляла 130К.

В работе [20] предложено использовать имплантацию ионов водорода и последующего высокотемпературного отжига для уменьшения дефектности эпитаксиального кремния на сапфире.

1.4. Выводы

Исходя из литературных данных, необходимая доза для разупорядочения сильнодефектной области вблизи границы раздела кремний-сапфир зависит от энергии и интенсивности пучка ионов, их типа и массы, а также от температуры подложки во время имплантации. Для исключения влияния примесей на формирование структурных дефектов, в большинстве работ использовалась имплантация ионов кремния в кремниевые пленки. Однако, в ряде работ исследовано облучение различными типами элементов (кислород, аргон, бор и др.) при температурах около 130 К и энергиях свыше 150 кэВ. Доза необходимая для полного разупорядочения слоев у различных авторов варьируется от 1014 до 1016 ион/см2. Имплантационные работы проводились в широком температурном интервале от -76 °С до комнатных температур. Для получения пленок с высоким качеством кристалличности авторы придерживаются разных мнений по поводу механизмов улучшения, поэтому облучение проводят в интервале от 120 кэВ до 230 кэВ для 300 нм пленок кремния. Рекристаллизационный отжиг проводится в диапазоне температур от 600 °С до 1200 °С.

Таким образом, опубликованные данные не позволяют сделать однозначные выводы по механизму улучшения кристаллической структуры кремниевого покрытия. До сих пор не оптимизированы параметры процессов имплантации и отжига, не ясны механизмы существенного улучшения кристаллического совершенства кремниевой пленки. Не ясен вопрос с выбором параметрами имплантации. Не выяснена также до конца и роль температуры, при которой происходит имплантация. Серьезным ограничением в разработке методов улучшения КНС-структур остается требование к снижению температуры образцов в процессе имплантации. Необходимы дальнейшие исследования по выяснению влияния этих

процессов на электрофизические и структурные свойства эпитаксиальных пленок и границ раздела кремний-сапфир.

Заключение диссертации по теме «Физика пучков заряженных частиц и ускорительная техника», Шемухин, Андрей Александрович

Результаты исследования КНС-структур после проведения ионного облучения и активации твердофазной рекристаллизации с применением методики ПЭМ (рис. 52) подтверждают данные измерений POP. Представленный график показывает количество структурных дефектов кремниевой пленки по всей толщине. Видно, что в области толщиной 100 нм вблизи границы раздела кремний-сапфир в исходной пленке имеется большое количество дефектов двойникования. После облучения двойники практически исчезают, что говорит о рекристаллизации кремниевой пленки также и вблизи границы раздела. Сравнение кристалличности образца после имплантации и термической обработки с исходным состоянием показывает, что концентрация двойников значительно падает. Это хорошо согласуется с данными POP в режиме каналирования. Отчетливо видно наличие высокой концентрации двойников в исходной структуре (рис. 48, вставка а) и их отсутствие после ионной имплантации Si+ и последующей термической обработки (рис. 48, вставка Ь). depth, nm

Рис. 48. Зависимость концентрации двойников от расстояния, отсчитываемого от границы раздела «кремний-сапфир»: и - исходная КНС-структура; • - после имплантации 57+ с энергией 200 кэВ, дозой 6*10'4 БИсм2; и- после имплантации и высокотемпературной обработки. - ПЭМ изображение «КНС»- структур: а - до модификации; Ь - после модификации.

Ускоряющее напряжение микроскопа - 200кВ.

3.2.4.1. Исследование влияния плотности тока

На рис. 49 приведены РОР-спектры КНС-структур имплантированных при различных плотностях ионного тока. Доза облучения составляла 6><1014 ион/см2. Как видно из рисунка, при плотности тока 1000 нА/см2 наблюдается аморфизация пленки кремния. При плотностях тока 100 нА/см2 вблизи поверхности наблюдается слой порядка 15 нм, не разрушенный ионным облучением. При плотности тока 50 нА/см2 - 30 нм. А как было показано выше, оптимальной является «затравка» толщиной 30 нм.

5 и 1-■-1-■-1-'-1

590 600 610 620 номер канала

Рис. 49. РОР-спектры образцов, облучённых с различной плотностью тока. А- направление, в котором канал отсутствует; В - 1000 нА/см2; С -100 нА/см2; D - 50 нА/см2.

Таким образом, варьируя дозу и плотность тока Si+, можно управлять толщиной «затравочного» слоя или же эффективно влиять на время технологического цикла при производстве тонких пленок кремния на сапфире с высоким качеством кристалличности.

3.2.4.2. Исследование влияния температуры высокотемпературного отжига на твердофазную рекристаллизацию КНС-структур

После проведения ионного облучения пучком БГ дозой 6х 1014 ион/см2 с плотностью тока 50 нА/см2 и твердофазной рекристаллизации КНС-структур при температуре 950°С наблюдается значительное улучшение кристалличности. Из представленных на рис. 50 спектров РОР видно, что после процедур, описанных выше, в пленке кремния вблизи границы раздела кремний-сапфир (490-550 канал) качество кристалличности улучшилось более чем в два раза (кривая С).

Для того чтобы улучшить кристаллическую структру пленки кремния в еще большей степени, был проведен дополнительный отжиг при температуре 1100°С. Из РОР спектра (кривая В), представленного на рис. 50, видно, что по сравнению с отжигом при температуре 950°С (кривая С), степень кристалличности кремниевого слоя улучшается начиная с 530 канала. Однако вблизи границы раздела (490-530 канал) наблюдается ухудшение качества кристалличности. Кроме того, пологие фронты на границе раздела кремний-сапфир свидетельствуют о проникновении алюминия в пленку кремния. А наличие А1 в пленке кремния в дальнейшем может негативно сказаться на электрофизических параметрах создаваемых электронных устройств. Необходимо также отметить, что выход ионов рассеянных от кислорода на кривых А и С находятся в 310 канале. Однако для кривой В сигнал смещается в сторону поверхности на 30 каналов, что соответствует 80 нм. Это говорит о том, что на указанной глубине вблизи границы раздела может образовываться оксид кремния.

0) X о со о X 0 X л 1

СЕ ф о о го о. о X н

03 о. О о 4 о X л со

300

400 500 номер канала

600

Рис. 50. РОР-спектры образцов, облученных Б Г 200 кэВ и отожженных при температуре 950° С -кривая С(канал); при температуре 950° С + 1100° С -кривая В (канал). А-канал исходной КНС-структуры.

Кроме того, после проведения ионного облучения пучком 8Г различными дозами (в диапазоне от 1014 ион/см2 до 1015 ион/см2 ) и процедуры рекристаллизации КНС-структур при температуре 950°С, все образцы были повторно отожжены при температуре 1100°С. На рис. 51 представлены РОР-спектры, полученные после процедур описанных выше. Наилучший результат также достигается при дозе 6х 1014 ион/см2. Как видно из спектров, по сравнению с первым отжигом, степень кристалличности кремниевого слоя улучшается. Однако при таких температурах происходит проникновение алюминия в пленку кремния, о чем свидетельствуют пологие фронты на границе раздела кремний-сапфир. В образце, которому соответствует доза имплантации 10'5 ион/см2, после проведения высокотемпературного отжига восстановление исходной структуры не произошло.

Рис. 51. POP-спектры образцов, отожженных при температуре 950° С + 1100° С после имплантации 200 кэВ, 4*1014 Si/см2 - кривая В (канал); после имплантации 200 кэВ, бх1014 Si/см2 - кривая С (канал).

3.2.4.3. Получение 100 нм пленки кремния на сапфире с высоким качеством кристалличности

Результаты детального исследования КНС-структуры на всех стадиях обработки представлены на рис. 52. Для удобства представления POP спектр утоненного до 100 нм образца сдвинут до границы раздела кремний-сапфир.

Из представленного графика видно, что после имплантации в исходной структуре осталась узкая область кристаллического кремния порядка 30 нм вблизи поверхности. Остальная часть пленки кремния полностью аморфизована. Тонкая монокристаллическая область вблизи поверхности кремния является центром кристаллизации для аморфной части. Возможные центры рекристаллизации, находящиеся в сильнодефектной области у границы раздела «кремний-сапфир», здесь не участвуют в рекристаллизации, по-видимому, из-за резкого уменьшения её скорости. Кроме того, при облучении пленки кремния с энергией 200 кэВ происходит разупорядочение кристаллической структуры сапфира вблизи границы кремний-сапфир. Поэтому при дальнейшей высокотемпературной обработке сапфировая подложка не является центром кристаллизации. После проведения высокотемпературной обработки качество кристаллической структуры улучшилось более чем в два раза, а после утонения с последующим отжигом остаточных дефектов оно улучшилось в четыре раза по сравнению с исходной структурой.

300 пт

200

100

700

800 900

ЬаскэсаКегес! епегду (Ке\/)

1000

Рис. 52. Энергетический спектр обратнорассеянных ионов Не+ с энергией 1,5 МэВ для угла рассеяния 120 градусов. I (канал) - после имплантации 200 кэВ, 6 х 10'4 БИсм2; А (канал) - исходная КНС-структура; В (канал) имплантирован 5/ + высокотемпературная обработка; С (канал) - после всех стадий обработки; Я - направление, в котором канал отсутствует.

Однако использование низких температур является серьезным ограничением. При нагреве до комнатных температур в КНС-структуре возникают внутренние напряжения, которые в последствии ограничивают применение пленок кремния на сапфире. Дальнейшие исследования были направлены на поиски возможности получения пленок кремния на сапфире при температурах и вблизи 0°С.

3.2.4.4. Исследование дефектообразования в КНС-структурах после облучения при температурах вблизи 0°С

Первые эксперименты были направлены на поиски оптимальной дозы, при которой происходит аморфизация интерфейсного слоя пленки кремния вблизи поверхности сапфировой подложки под действием облучения ионами при температурах вблизи 0°С.

Образцы крепились с помощью теплопроводящей пасты к держателю, который мог охлаждаться до температуры -20° С. Имплантацию проводили при температурах от +22,5° С до -18°С. Доза имплантации варьировалась от 2х1014 до Зх1015 ион/см2. Параметры имплантации и температура, при которых происходило облучение образцов, указаны в Таблице 5.

Е,кэВ т, °с Доза, ион/см2

1 200 0 2хЮ14

2 200 0 4хЮ14

3 200 0 6хЮ14

4 200 0 8х1014

5 200 0 1015

6 200 0 2хЮ15

7 200 0 ЗхЮ15

8 200 0 1хЮ15

9 200 -10 1хЮ15

10 200 23,5 1хЮ15

11 200 -18 1хЮ15

12 200 -10 1,5хЮ15

13 200 -10 0,8хЮ15

14 200 8 1хЮ15

15 200 0 0,9х1015

16 200 -5 1хЮ15

17 200 -10 1хЮ15

18 215 0 1хЮ15

19 215 0 1ДхЮ15

20 215 -10 1хЮ15

21 230 0 1хЮ15

22 230 0 1,ЗхЮ15

23 230 0 0,8хЮ15

Заключение

1. С использованием резерфордовского обратного рассеяния разработана методика проведения экспериментов по изучению образования дефектов под действием ионного облучения и процессов рекристаллизации с более высокой точностью по сравнению с работами опубликованными ранее.

2. Исследование процессов образования дефектов в пленках кремния на сапфире при облучении ионами Si+ с энергиями от 120 до 230 кэВ в зависимости от дозы облучения позволило установить, что:

- в отличие от массивного кремния, для которого аморфизация наблюдается при 5x1016 ион/см2, пленки кремния на сапфире аморфизуются при меньших критических дозах облучения (1015 ион/см2);

- основным механизмом восстановления кристаллической структуры является рекристаллизация от поверхностного слоя кремния, являющегося затравкой. Оптимальная толщина такого слоя 30 нм;

- для получения пленок кремния с высоким качеством кристалличности необходимо разупорядочить кристаллическую структуру сапфира вблизи границы кремний-сапфир.

3. Экспериментально установлено, что полное разрушение сильнодефектной области зависит от энергии имплантируемых ионов. Оптимальная энергия разупорядочения сильнодефектной области при температуре жидкого азота - 200 кэВ, а при комнатной температуре -230 кэВ.

4. Получена ультратонкая пленка кремния на сапфире с высоким качеством кристалличности на пластине диаметром 150 мм, которая используется для производства тестовых интегральных схем.

Список литературы диссертационного исследования кандидат физико-математических наук Шемухин, Андрей Александрович, 2013 год

Список литературы

1. Toshiyuki Nakamura, Hideaki Matsuhashi, Yoshiki Nagatomo.Silicon on Sapphire (SOS) Device Technology. Oki Technical Review, October 2004/ Issue 200,Vol. 71. No. 4, p.66-69.

2. Ю.Ф. Козлов, B.B. Зотов. Структуры кремния на сапфире: технология, свойства, методы контроля, применение (М., МИЭТ, 2004).

3. Qi-Yuan Wang, Ji-Ping Nie, Fang Yu, Zhong-Li Liu, Yuan-Huan Yu. Improvement of Thin Silicon on Sapphire (SOS) Film Materials and Device Performances by Solid Phase Epitaxy. Materials Science and Engineering, 2000 Vol. B72, p. 189-192.

4. Qiyuan Wang, Yude Zan, Jianhua Wang, Yuanhuan Yu. Comparison of Properties of Solid Phase Epitaxial Silicon on Sapphire Films Recrystallized by Rapid Thermal Annealing and Furnace Annealing. Materials Science Engineering, 1995 Vol. B29, p.43-46.

5. Александров П.А., Демаков К.Д., Шемардов С.Г., Кузнецов Ю.Ю. Особенности процесса твердофазной рекристаллизации аморфизованных ионами кислорода структур кремний-на-сапфире. Физика и техника полупроводников, 2009, том 43 вып. 5. с. 627-629.

6. Ronald Е. Reedy. Characterization of Defect Reduction and Redistribution in Silicon Implanted SOS Films. Journal of Crystal Growth, 1982 Vol. 58, p. 53-60.

7. Александров П.А., Демаков К.Д., Шемардов С.Г., Кузнецов Ю.Ю. Рекристаллизация с границы раздела кремний-сапфир как новый метод получения структурно совершенных пленок кремния на сапфировой подложке. Физика и техника полупроводников, 2010, том 44 вып. 10. с.1433-1435.

8. Воротынцев В.М., Шолобов E.JL, Герасимов В.А. Применение имплантации ионов кремния для формирования структурно-совершенных слоев кремния на сапфире. Физика и техника полупроводников, 2011, том 45 вып. 12. с. 1662-1666.

9. I. Golecki, M.-A. Nicolet. Improvement of crystalline quality of epitaxial silicon-on-sapphire by ion implantation and furnace regrowth. Solid State Electronics. 1980, Vol. 23, P. 803-806

10.Eliezier Dovid Richmond, Alvin R. Knudson. New Developments in the Defect Structure of Implanted Furnace-Annealed Silicon on Sapphire. Thin Solid Films, 1982 Vol.93, p. 347-357.

1 l.Eliezer Dovid Richmond, A.R. Knudson, T.J. Magee, H. Kawayoshi. Matrix Study of Material Improvement of SOS by DSPEG. Journal of Crystal Growth, 1987 Vol. 80, p. 191-197.

12.Tomoyasu Inoue, Toshio Yoshii. Crystalline Quality Improvement of SOS Films by Si Implantaion and Subsequent Annealing. Nuclear Instruments and Methods, 1981 Vol. 182/183, p. 683-690.

13.1. Golecki, R.L. Maddox, K.M. Stika. Neutralization of Electrically Active Aluminum in Recrystallized Silicon-on-Sapphire Films. Journal of Electronic Materials, 1984 Vol. 13. No.2, p. 373-396.

14.V. M. Vorotyntsev, E. L. Shobolov, and V. A. Gerasimov Structurally Perfect Silicon Layers Produced on Sapphire by Oxygen Ion Implantation Inorganic Materials, 2011, Vol. 47, No. 6, pp. 571-574.

15.H.M. Manasevit, W.J. Simpson. Single-Crystal Silicon on a Sapphire Substrate. Journal of Applied Physics, 1964 Vol.35, p. 1349.

16.A.K. Rapp, E.C. Ross. Silicon-on-Sapphire Substrates. Overcome MOS Limitations. Electronics, September 25, 1972, p. 113.

17.F. Renyong, Y. Yuanhuan, Y.Shiduan, L.Lanying. Channeling analysis of self-implanted and recrystallized silicon on sapphire. Vol. 15, № 1-6, 1986, P.350-351

18.S. S. Lau, S. Matteson, J. W. Mayer P. Revesz, J. Gyulai, J. Roth, T. W. Sigmon, T. Cass. Improvement of crystalline quality of epitaxial Si layers by ion implantation techniques. App. Phys. Lett., 1 January 1979 Vol.34(l).

19.П.А. Александров, К.Д. Демаков, С.Г. Шемардов, Ю.Ю. Кузнецов. Применение имплантации ионов кислорода и процесса твердофазной

рекристаллизации для улучшения кристаллической структуры кремния на сапфире. Нано- и микросистемная техника, 2008 вып. 3, с. 54-56.

20.П.А. Александров, К.Д. Демаков, С.Г. Шемардов, Ю.Ю. Кузнецов. Использование имплантации ионов водорода и последующего высокотемпературного отжига для уменьшения дефектности эпитаксиального кремния на сапфире. Нано- и микросистемная техника, 2009 вып. 9, с. 30-32.

21.V.V. Bolotov, M.D. Efremov, V.A. Volodin. Mechanical Stress Relaxation in Ion-Implanted SOS Structures. Thin Solid Films, 1994 Vol. 248, p. 212219.

22.A. Pramanik, L.C. Zhang. Residual Stresses in Silicon-on-Sapphire Thin Film Systems. International Journal of Solids and Structures, 2011 Vol. 48, p. 1290-1300.

23.П.А. Александров, К.Д. Демаков, С.Г. Шемардов, Ю.Ю. Кузнецов. Патент № 2427941 (2010).

24.Y. Yamamoto, Н. Kobayashi, Т. Takahashi, and Т. Inada Influence of implantation induced damage in sapphire upon improvement of crystalline quality of silicon on sapphire Appl. Phys. Lett. 1985 47 (12)

25.J. Linnors, B. Svensson, G. Holmen Ion-beam-induced epitaxial regrowth of amorphous layers in silicon on sapphire Phys. Rev. B, 1984, vol. 30, p. 3629-3638

26.S. Cristoloveanu. Silicon films on sapphire Rep. Prog. Phys. 50 (1987), p. 327-370

27.Аб. Г. Мустафаев, Ар. Г. Мустафаев. Влияние накопленной дозы излучения на КМОП-транзиторы, изготовленные по КНС-технологии. Нано- и микросистемная техника, 2008 №9, с. 44-46.

28.M.L. Burgener, R.E. Reedy. United States Patent, No. 5 416 043 (1995).

29.Ф.Ф.Комаров, А.Ф.Буренков, А.П.Новиков. Ионная имплантация. Мн., изд-во Университетское, 1994, 415 с.

30.Броудай И., Меррей Дж. Физические основы микротехнологии: Пер. с англ. - М: Мир, 1985.

31.Ф.Ф.Комаров, А.Ф.Комаров. Физические процессы при ионной имплантации в твердые тела. Изд-во «Технопринт», 2001, 393 с.

32.А.Ф.Буренков, Ф.Ф. Комаров, М.А. Кумахов, М.М. Темкин. Таблицы параметров пространственного распределения ионно-имплантированных примесей. Изд-во БГУД980. с. 352.

33.Физические процессы в облученных полупроводниках. Под ред. JI.C. Смирнова. М.: Наука, 1977.

34.Риссел X., Руге И. Ионная имплантация. - М.: Наука, 1983.

35.Распыление твердых тел ионной бомбардировкой: Физическое распыление одноэлементных мишеней. Пер. с англ./Под ред. Р. Бериша.- М.:Мир, 1984. 336 с.

36.В.С. Вавилов, В.Ф. Киселев, Б.Н. Мукашев. Дефекты в кремнии и на его поверхности. М. Наука, 1990, 216 с.

37.V.S. Chernysh, A. Johansen, L. Sarholt-Kristensen. Rad. Effects Letter, v. 57, p. 119 (1980).

38.G. Bai and M. A. Nicolet, J. Appl. Phys. 70, 649 (1991).

39.Ф.Ф.Комаров, А.П.Новиков, В.С.Соловьев, С.Ю.Ширяев. Дефекты структуры в ионно-имплантированном кремнии. Мн., изд-во Университетское, 1989, 356 с

40.Peter Sigmund. Energy Density and Time Constant of Heavy-Ion-Induced Elastic-Collision Spikes in Solids. Applied Physics Letters, 1 August 1974. Vol. 25 No.3, p.169-171.

41.B. L. Crowder, R. S. Title, M. H. Brodsky, and G. D. Pettit, Appl. Phys. Lett. 16, 205 (1970).

42.L. Pelaz, Luis A. Marques, J. Barbolla. Ion-Beam-Induced Amorphization and Recrystallization in Silicon. Departamento de Electr'onica, 2004, 34 p.

43. L. Pelaz et al. Atomistic modeling of ion beam induced amorphization in silicon. NIMB, 2005, v. 241, p. 501-505

44.E.C. Baranova, V.M. Gusev, Yu.V. Martynenko, C.V. Starinin, I.B. Haibullin. On Silicon Amorphization During Different Mass Ion Implantation. Radiation Effects 1973, Vol. 18, 21-26

45.M.-J. Caturla, T. D. de la Rubia, L. A. Marqu'es, and G. H. Gilmer, Phys. Rev. B 54, 16683 (1996).

46.L. M. Howe and M. H. Rainville, Nucl. Instrum. Methods 182/183, 143 (1981).

47.T.A. Harrimana, D.A. Lucca, J.-K. Lee , M.J. Klopfsteinc, K. Herrmannd , M. Nastasi Ion implantation effects in single crystal Si investigated by Raman spectroscopy, NIMB, 267 (2009) 1232-1234

48.J. R. Dennis and E. B. Hale, Appl. Phys. Lett. 29, 523 (1976).

49.Kiselev V.F., Krylov O.V. Electronic Phenomena in Adsorption and Catalysis on Semiconductors and Dielectrics. Springer. Ser. in Surface Sei. V. 7. - Berlin: Springer-Verlag, 1987.

50.N. Hecking, K.F. Heidemann and E. Te Kaat Model of temperature dependent defect interaction and amorphization in crystalline silicon during ion irradiation, NIMB, B15 (1986) 760-764

51.L. Raghu, S. Hatt, P. Kluth, S.M. Kluth, R. Dogra, M.C. Ridgway Variation of ion-irradiation induced strain as a function of ion fluence in Si, NIMB, 257(2007)236-239

52.0.W. Holland et. al. The role of defect excesses in damage formation in Si during ion implantation at elevated temperature. Mat. Sei. and Eng.:A v. 253, p. 240-248.

53.J.F. Ziegler, J.P. Biersack, M.D. Ziegler, SRIM - The Stopping and Range of Ions in Matter", Ion Implantation Press, 2008.

54.James F. Ziegler, M.D. Ziegler, J.P. Biersack SRIM - The stopping and range of ions in matter (2010) NIMB 268 (2010) 1818-1823

55.Muller G., Kalbitzer S. Phil. Mag. B.- 1980.- V. 41, No. 3,- P. 307-325.

56.Prishinger R., Kalbitzer S., Kra'utle H. Ion Implantation in Semiconductor Ed. S. Namba. Plenum, N.Y. and London, 1975.

57.Prishinger R., Kalbitzer S., Grob J.J., Siffert P. J. J. de Physique. - 1973. - v 34 №. 11-12., p. C. 5-85-c. 5-95.

58.N.G. Chechenin, P.N. Chernykh, V.S. Chernysh, A.A. Shemukhin, A.A. Andreev, B.A. Bedulin, Yu.A. Ermakov, A.S. Patrakeev. Accelerator of heavy ions up to 500 keV. Proceedings of 40-th international conference on physicist of interaction charged particles with crystals. Russia, Moscow, May 25- May 27, 2010 (PCI-2010). P. 142

59.B.C. Черныш, A.C. Патракеев, A.A. Шемухин, Ю.В. Балакшин, B.C. Черныш, П.Н. Черных, A.B. Назаров. Ускорительный комплекс на энергии ионов до 500 кэВ. Труды XII Межвузовской школы молодых специалистов «Концентрированные потоки энергии в космической технике, электронике, экологии и медицине». Россия, Москва, 21-22 ноября 2011, стр. 213-217.

60.Шемухин А.А., Черных П.Н., Черныш B.C., Балакшин Ю.В., Назаров А.В. Ионно-пучковые методики ускорительного комплекса HVEE-500 НИИЯФМГУ. Сборник трудов 11 всероссийского семинара «Проблемы теоритической и прикладной электронной и ионной оптики» Россия, Москва,28-30мая 2013, стр 149-152.

61.Р.Джеймс. Оптические принципы дифракции рентгеновских лучей. 1950, Изд-во Иностранная литературах.56-68.

62.Тулинов А.Ф., Чеченин Н.Г., Бедняков А.А., Бурдель К.К. и др. Оборудование и методы, используемые в НИИЯФ МГУ для модификации и контроля свойств полупроводниковых и других материалов. - Препринт НИИЯФ МГУ. - 88-57/76. -М., 1988. -24с.

63.Г.П. Похил, А.Ф. Тулинов. Физические основы ориентационных явлений. Итоги науки и техники. Сер. Пучки заряженных частиц и твердое тело. Т. 1. -М.: ВИНИТИ, 1990. с.3-34.

64.М.Т. Robinson, O.S. Oen. Phys.Rev., 132, 2385 (1963).

65. Н. Lutz, R. Sizmann. Phys. Lett., 5, 113 (1963).

66. R.S. Nelson, M.W. Thompson. Phil. Mag., 8, 1677 (1963).

67. Распыление твердых тел ионной бомбардировкой: Физическое распыление одноэлементных мишеней. Пер. с англ./Под ред. Р. Бериша - М.:Мир, 1984. 336 с.

68. J. Lindhard. Mat. Fys. Medd. Dan. Vid. Selsk., 34 (14), 1 (1965).

69.JI. Фелдман, Д. Майер. Основы анализа поверхности и тонких плёнок. Пер. с англ. - М.: Мир, 1989. - 342 с.

70.W.K. Chu, J.M. Mayer, М.А. Nicolet. Backscattering spectrometry. Academic press, New York, San Francisco, London. 1978, 375 p.

71.В.И.Петров, А.Е.Лукьянов. Просвечивающая электронная микроскопия. Физический факультет МГУ, 2002, 66 с.

72.Чеченин Н.Г. Просвечивающая электронная микроскопия. Учебное пособие, УНЦ ДО, Москва, 2005.

73.Черепин В.Т., Васильев М.А. Методы и приборы для анализа поверхности материалов: Справочник. - Киев: Наукова Думка, 1982.

74.Мурина В.В., Новотоцкий-Власов Ю.Ф., Петров A.C. и др. Электронные процессы на поверхности полупроводников. Под ред. A.B. Ржанова. - Новосибирск: "Наука", 1974. -С. 262.

75.Миронов В.Л. Основы сканирующей зондовой микроскопии. Мир, 2004. 113 с.

76.D.Sarid - "Exploring scanning probe microscopy with "Mathematica"", John Wiley& Sons, Inc., New York, 1997, 262 p

77.Черных П.Н., Чеченин Н.Г. Методика ионно-пучкового анализа на ускорителе HVEE AN-2500. Учебное пособие., Изд-во Учебно-научного центра МГУ, Москва, 2011, 41 с.

78.Комаров Ф.Ф., Кумахов М.А., Ташлыков И.С. Неразрушающий анализ поверхностей твердых тел ионными пучками. Минск: Университетское, 1987. 256 с.

79.Бурдель К.К., Чеченин Н.Г. Спектрометрия обратного рассеяния при исследовании поверхности твердых тел. Итоги науки и техники. Сер.

Пучки заряженных частиц и твердое тело. Т.1. М.:ВИНИТИ, 1990. С.35-93.

80.Ташлыкова-Бушкевич И.И. Метод резерфордовского обратного рассеяния при анализе состава твердых тел. Минск: БГУИР, 2003. 52 с.

81.V.Chernysh, A. Shemukhin, Yu. Balakshin et. al. On a way to fabrication tachnology of ultra thin Si on sapphire Proceedings of International Conference «Micro- and Nanoelectronics - 2012» Russia, Zvenigorod, October 1st - 5 th, 2011 (ICMNE-2012). P. 03-37.

82.Ю.В. Балакшин, C.A. Голубков, H.H. Егоров, A.C. Патракеев, B.C. Черныш, A.A. Шемухин Формирование и исследование ультратонких слоев кремния на сапфировой подложке с помощью ионной имплантации. Сборник трудов 42 международной конференции по физике взаимодействия заряженных частиц с кристаллами. Россия, Москва, 2012 (PCI-2012). стр. 147

83.А.С. Патракеев, B.C. Черныш, Ю.В. Балакшин, С.А. Голубков, Н.Н. Егоров, И.А. Иванов, Д.В. Петров, А.А.Шемухин. Модификация свойств структуры «кремний-на-сапфире» методом ионной имплантации. Труды XII Межвузовской школы молодых специалистов «Концентрированные потоки энергии в космической технике, электронике, экологии и медицине». Россия, Москва, 21-22 ноября 2011, стр. 210-212.

84.V.S. Chernysh, A.S. Patrakeev, A.A. Shemukhin, Yu.V. Balakhin, S.A. Golyubkov, N.N. Egorov, I.A. Ivanov. Modification of properties silicon on sapphire structure by means of ion implantation. Proceedings of 41-st international conference on physicist of interaction charged particles with crystals. Russia, Moscow, May 31- June 2, 2011 (PCI-2011). P. 152

85.B.C. Черныш, A.C. Патракеев, A.A. Шемухин, Ю.В. Балакшин. Модификация свойств структуры «кремний на сапфире» методом ионной имплантации. Сборник трудов науной сессии в МИФИ. Россия, Москва. 2011. Т.2, с. 77

86. A. Shemukhin, Yu. Balakshin, V.S. Chernysh. Mechanisms of improvement of the silicon layer crystal structure. Proceedings of «International Conference on Atomic Collisions in Solids» Japan, Kyoto, October 21-25, 2012 (ICACS-25). P. 202

87.A.A. Шемухин, B.C. Черныш, Ю.В. Балакшин. Механизмы улучшения качества кристалличности слоев кремния. Сборник трудов 43 международной конференции по физике взаимодействия заряженных частиц с кристаллами. Россия, Москва, 2013 (МКФВЗЧК -2013). с. 137.

88.А.А. Шемухин, Ю.В. Балакшин, B.C. Черныш и др. Формирование ультратонких слоев кремния на сапфире. Письма в ЖТФ, т. 38, вып. 19,

89.А.А. Шемухин, Ю.В. Балакшин, П.Н. Черных, B.C. Черныш Спектроскопия рассеяния ионов средних энергий: изучение аморфизации германия под действием ионного облучения Поверхность, 2013, №4, с 25-28.

2012