Методы выращивания тонких полупроводниковых пленок

План. Введение. 1. Методы выращивания тонких пленок. 1. Вакуумное испарение. 2. Эпитаксиальное выращивание. 3. Перекристаллизация. 4. Термическое вакуумное напыление. 5. Катодное и ионно-плазменное напыление. 6. Анодирование. 7. Электрохимическое осаждение. 25 2. Структура тонких полупроводниковых слоев. 2.1 Методы исследования структуры слоев. 2.2 Приборы и устройства для исследования структуры слоев. 2.3 Дефекты в тонких полупроводниковых пленках, и их исследование. 3. Тонкие пленки антимонита индия. 3.1 Методы выращивания. 3.2 Структура тонких пленок. 3.3 Аномальные явления в тонких пленках антимонита индия. 59 Выводы. 64 Литература. 66 По поводу рисунков обращаться stepa-1 mail.ru Введение.

Уже более тридцати лет развитие физики и технологии тонких полупроводниковых п п пленок и тонкопленочных структур оказывает существенное влияние на успехи современной электронной техники.

Первоначально применение п п пленок отличалось известным эмпиризмом, т. к. началось задолго до того, как появилась теория полупроводников, способная их объяснить. Например, это относится к купроксным и селеновым выпрямителям, фотоэлементам на основе напыленных пленок селена, сульфида, селенида и теллурида свинца.

Изучение электрических, оптических и др. физических свойств пленок элементарных п п и п п соединений, позволило установить ряд особенностей, процессов в тонких пленках. Физические процессы в тонких пленках протекают иначе, чем в массивных материалах или толстых пленках. Такой несущественный для массивных материалов фактор, как шероховатость поверхности, становится для тонких пленок важным, поскольку от него зависят многие параметры. Например, коэффициент зеркального отражения электронов поверхностью, что в свою очередь отражается на электросопротивлении и других кинетических характеристиках.

Незначительные для массивных материалов структурные дефекты в тонких пленках могут оказать весьма существенное влияние на ее характеристики ввиду малого значения их толщины. А также, в тонких пленках возможны эффекты, которые вовсе отсутствуют у массивных структур материалов. Повышенная плотность дефектов в пленках - одна из причин, затрудняющих разработку технологии, которая обеспечивала бы масштабное производство и стабильность рабочих характеристик пленок.

Отличительные особенности, возникшие при исследовании тонких пленок, привели к тому, что в настоящее время физику тонких пленок можно рассматривать, как вполне оформившееся научное направление. Результатом научно-исследовательских и конструкторских работ, стало широкое использование тонких пленок в микроэлектронике в качестве активных и пассивных элементов микросхем, элементов магнитной памяти ЭВМ и криотронов.

Пленки заняли свое место среди отражающих и поглощающих покрытий, детекторов радиации, оптических систем и многих других сфер деятельности человека. Наряду с многочисленными исследованиями тонких слоев элементарных п п, значительное внимание уделяется работам по физике и технологии пленок более сложных объектов - бинарных, тройных и других п п материалов. Развитие физики тонких пленок и пленочного материаловедения стимулируется расширением круга задач, решаемых микроэлектроникой.

Это приводит к тому, что прогресс в области микроминиатюризации электронной аппаратуры все теснее связывают с использованием тонких слоев п п группы AIII BV, нитритов, оксидов и т.п. 1. Методы выращивания тонких пленок. Еще задолго до появления п п электроники были разработаны всевозможные методы выращивания тонких пленок. Рассмотрим эти методы. 1. Вакуумное осаждение. Последовательные стадии образования пленок были впервые намечены Андраде еще в 1935 году на основе данных об оптической пропускательной способности пленок серебра.

Эти представления вполне согласуются с проведенными впоследствии электродинамическими наблюдениями. Впервые это было выполнено Уеда, а затем детальнее Левинштейном. Электронно-микроскопические исследования зародышеобразования и роста пленок можно проследить непосредственно в процессе конденсации, что первым сделал Вассет. Это наиболее эффективный эксперимент, поскольку за быстрыми изменениями в пленках можно проследить фотографируя процесс с экрана на кинопленку.

Ряд исследователей проводили съемку со скоростью 32 кадра сек чтобы зарегистрировать микрофотографии отдельных стадий роста. Недостаточно глубокий вакуум в микроскопной колонке, неконтролируемые эффекты от загрязнения поверхности продуктами разложения вакуумных масел, трудности управления параметрами осаждения - все эти факторы снижают эффективность подобной методики исследования. Наилучшими по исполнению к настоящему времени представляются эксперименты Поппа, который достигал в пространстве вокруг образца сверхглубокого вакуума 5х10-8 мм. рт. ст. и добился управления скоростью осаждения.

К счастью, результаты по стадиям роста пленок, полученные при непосредственном нанесении в электронном микроскопе, не слишком отличались от результатов эксперимента, в котором пленки наносили в отдельной камере, отделяли от подложки и лишь затем изучали в электронном микроскопе. Последняя методика получила наиболее широкое распространение благодаря тому, что она позволяет наносить пленки в более контролируемых условиях и обеспечивает в дополнение к электронно-микроскопическим данным проведение других физических исследований, например, измерение электросопротивления пленок.

Рассмотрим характерные последовательные стадии роста пленок. 1. Сначала возникают беспорядочно распределенные трехмерные зародыши, плотность которых быстро достигает насыщения уже в тончайших слоях. Затем такие зародыши разрастаются, образуя различные островки, форма которых зависит от величины поверхностной энергии и от условий нанесения пленок. Эта стадия разрастания лимитируется диффузией адатомы и докритические кластеры атомов мигрируют по поверхности подложки до тех пор, пока не захватят стабильный островок. 2. По мере разрастания таких островков и уменьшения просветов между ними, наступает момент, когда они начинают сливаться в более крупные островки.

Плотность таких островков монотонно снижается по закону, который зависит от условий нанесения пленки.

Акт слияния малых островков происходит довольно быстро за доли секунды. Если островок радиусом 10 ангстрем он содержит около 103 атомов сливается с более крупным за 0,1 сек. при площади контакта около 10-14 см2 , то массоперенос атомов при этом достигает величины 1018 см-2 сек-1 . 3. После того как распределение островков достигло некоторого критического состояния, происходит быстрое массовое слияние островков с образованием единой сетки, причем островки становятся более плоскими, увеличивая степень покрытия поверхности. Такая сетка содержит множество пустых каналов, которые в некоторых случаях представляют собой поры, ограниченные кристаллографическими поверхностями.

Иногда они принимают вытянутую форму и имеют однородную ширину, равномерно распределены и сопряжены на малых участках кривизны соседних островков рис. 1.1.1 . 4. На последней стадии образования пленки пустоты медленно заполняются, для чего требуется значительное количество материала.

Если обнажается достаточно большой участок подложки, то происходит вторичное зародышеобразование, причем новые зародышеобразования обычно разрастаются и сливаются очень медленно, что особенно заметно, когда участок вторичного зародышеобразования со всех сторон окружен сплошной пленкой. Перечисленные стадии роста пленок иллюстрируются микрофотографиями, заснятыми при помощи электронного микроскопа с пленок золота, три различные толщины которых были нанесены катодным распылением на подложки NaCl при 250 С рис. 1.1.1 а, а также с пленок золота толщиной 100 ангстрем, нанесенных термическим испарением при трех различных температурах подложки рис. 1.1.1 б. Надо подчеркнуть, что такая же последовательность стадий роста характерна и для других методов осаждения пленок из паровой фазы. Однако кинетика каждой стадии может заметно меняться в зависимости от параметров процесса осаждения и природы пары, пленка - подложка. Эти отличия можно описать такими качественными терминами, как срастание и подвижность. Повышенная тенденция к образованию более крупных островков означает условное срастание и обусловлена повышенной поверхностной подвижностью адатомов, докритических и критических кластеров атомов.

Подвижность, к сожалению, не удается охарактеризовать количественно, поскольку она зависит от многих физических параметров.

Разумной мерой подвижности может служить скорость изменения плотности островков или величина просветов между ними, которые зависят от некоторых физических параметров.

Например, от толщины пленки или температуры подложки. Так, более высокая подвижность и следовательно, более высокая степень срастания, характерна для пленок легкоплавких материалов, для гладких и инертных подложек, для повышенных температур подложек, для плотности пучков и т. п. Например, пленки золота и серебра, т.е. металлов с высокой подвижностью атомов, при конденсации на пластинки из пирексового стекла, при 250С становятся проводниками электричества при некоторой средней толщине определяемой по весу 1 см2 пленки, примерно 50-60 ангстрем.

С другой стороны вольфрам, тантал, германий, кремний, осаждаемые на различные подложки при 250С , претерпевают срастание в очень тонких слоях и становятся сплошными, при средней толщине в несколько ангстрем. С повышением температуры подложек подвижность таких пленок существенно возрастает, вызывая соответствующие изменения в стадиях роста. Параметры осаждения могут влиять на процесс кристаллизации через коэффициент конденсации, плотность зародышей и подвижность адатомов.

Чем выше эта подвижность и чем меньше плотность зародышей, тем сильнее агломерация пленки. В этих условиях пленка становится сплошной, при большой средней толщине, и состоит из более крупных зерен с меньшим количеством структурных дефектов. Первоначальная плотность насыщения зародышей в условиях термодинамического равновесия, зависит от природы подложки и конденсируемого материала, и не должна была бы зависеть от скорости осаждения.

Иначе, однако, обстоит дело в неравновесных условиях, например, при высокой скорости осаждения, при наличии электростатических зарядов на молекулах пара и на подложке, при наличии структурных дефектов на поверхности подложки, при проникновении быстрых частиц пара в подложку, вызывающем образование поверхностных дефектов, и т.д. Все эти факторы повышают первоначальную плотность зародышей и, следовательно, делают степень срастания меньше. Адсорбированные подложкой примеси тоже влияют на плотность зародышей.

Затравливая стеклянную подложку частицами Bi2O3 можно, например, значительно повысить плотность зародышей в пленках золота, благодаря чему они становятся электрически непрерывными уже при средней толщине около 20 ангстрем по сравнению с приблизительно 60 ангстрем для чистого стекла. Этот прием очень полезен, когда нужны сверхтонкие, сплошные пленки. Срастание до зародышей и рост пленок существенно зависят от скорости поверхностной миграции или подвижности адатомов.

Если эта миграция беспорядочна по направлению, то адатомы и дозародыши блуждают хаотично по поверхности до тех пор, пока вновь не испарятся или не будут хемосорбированы подложкой. В условиях равновесия образуются дискретные островки, которые распределяются на подложке таким образом, что среднее расстояние между ними соответствует средней длине диффузионного пробега при беспорядочном блуждании. Подвижность адатомов тем больше, чем меньше энергия активации поверхностной диффузии, выше температура и больше гладкость подложки.

Рост пленок при наклонном падении пучка. Если пучок атомов падает не по нормали к подложке, то продольная компонента скорости адатомов, мигрирующих по подложке, должна быть больше, что приводит к повышению их подвижности. Проведенные Чопрой и Рандлеттом электронно-микроскопические исследования пленок золота и серебра, полученных термическим испарением, показали, что с увеличением угла падения, степень агломерации становится больше.

При углах падения меньше 800 распределение островков на подложке и сам процесс роста, на начальных стадиях, изотропны. С укрупнением островков, при наклонном падении пучка, становится заметным их взаимное затенение. Это сопровождается образованием столбчатых структур нормальных к подложке и вытянутых вдоль направления пучка. Вместе с тем быстро увеличивается критическая по электрической непрерывности толщина таких пленок. При углах падения, превосходящих некоторую определенную величину, площадь поверхности пленок становится больше, что согласуется с картиной столбчатого роста.

Об анизотропии роста свидетельствуют также возникающая анизотропия механических и магнитных свойств, ухудшение отражательной способности и усиление оптического поглощения пленок. Ясно, что анизотропный столбчатый рост порождается односторонним питанием и повышенной подвижностью адатомов. Чем выше собственная подвижность адатомов, обусловленная температурой подложки, тем слабее выражена эта анизотропия.

По этой причине пленки золота и серебра, нанесенные при повышенных температурах, обнаруживают слабую анизотропию, даже при больших углах падения пучка, в то время как слабо подвижные адатомы алюминия, конденсируемые на стекле и каменной соли, при комнатной температуре, образуют столбчатые структуры. Уэйд и Силкокс изучали напыленные пленки палладия, никеля и пермаллоя посредствам малоуглового диффузионного рассеяния электронов. Результаты этих исследований показывают, что пленки, осаждаемые при нормальном падении пучка и малых скоростях испарения порядка 1 ангстрем сек состоят из отдельных, взаимно параллельных стерженьков, продольная ось которых перпендикулярна на пленке.

При более высоких скоростях до 6 ангстрем сек. образуются более сложные пленки, по видимому, благодаря повышенной подвижности. При наклонном падении пучка продольная ось подобных стерженьков отклонена от нормали в сторону пучка, но не обязательно совпадает с ним. 1.2. Эпитаксиальное выращивание.

Руайе ввел термин эпитаксия для обозначения явления ориентированного нарастания одного вещества на кристаллической поверхности другого. Впервые образцы такого нарастания исследователи обнаружили, естественно, на минералах. Франкенгейм был, видимо, первым из тех, кому удалось провести эпитаксиальное наращивание, осаждая галогениды щелочных металлов из раствора на поверхность скола слюды. Взаимное наращивание этих соединений изучал Баркер. Его эксперименты были впоследствии повторены и расширены Руайе. С тех пор эпитаксиальный рост пленок металлов, изоляторов и полупроводников служил объектом разнообразных исследований.

Ориентированное нарастание материалов на собственной подложке - автоэпитаксия, на инородной подложке - гетероэпитаксия или просто эпитаксия. Ясно, что гетероэпитаксиального материала - этот процесс называется реотаксией. Монокристаллическая подложка играет решающую роль в ориентированном нарастании пленок. Эпитаксиальным образом могут срастаться два вещества с разными кристаллическими структурами и с различными типами химической связи.

Например, эпитаксиальные пленки золота образуются на различных гранях германия, а множество длинноцепочечных полимеров - на кристаллах галогенидов щелочных металлов. Однако ориентация пленок зависит и от ориентации, и от характера кристаллической структуры подложки. Срастающиеся грани двух материалов располагаются друг относительно друга с некоторой симметрией, хотя и не всегда очевидной.

Симметрийное соотношение обычно усложнено и может быть обеспечено обобщенными трансляционными и вращательными движениями двух срастающихся решеток. Чаще всего наблюдается сохранение вращательной, а не чисто трансляционной симметрии. Благодаря определенному симметричному соотношению, грань нарастающей пленки может занимать две - три эквивалентные ориентированные позиции, причем образуется смесь различных ориентацией. Для эпитаксиального наращивания используют подложки, подготовленные различными способами сколы приготовленные на воздухе или в вакууме, механически полированные и химически протравленные поверхности. Покрытые фасетками микрогранями и шероховатые поверхности должны порождать множественные ориентации.

На атомарно гладких поверхностях адатомы обладают повышенной подвижностью, что способствует более совершенной эпитаксии. По поверхности срастания должны устанавливаться межатомные связи, однако до сих пор нет полной ясности в том, какой природы и прочности силы наиболее благоприятны для эпитаксии.

В этом отношении обнаруживаются некоторые качественные тенденции, касающиеся совершенства эпитаксии и температуры подложки. Например, на подложке NaCl и на слюде эпитаксия серебра достигается при более низких температурах, а пленки получаются лучшего качества, нежели при наращивании золота. Кроме того, и золото и серебро ориентируются подложкой NaCl лучше, чем слюдой. Брюк, изучавший влияние температуры подложки на эпитаксию ГЦК-металлов на NaCl, пришел к выводу о существовании некоторой критической температуры впоследствии получившей название эпитаксиальной, выше которой - эпитаксия совершенна, а ниже - нет. Для каждой пары срастающихся веществ существует своя эпитаксиальная температура, однако она не просто служит характеристикой этой пары, но и зависит еще от условий осаждения.

По этой причине разные исследователи, экспериментируя в разных условиях, сообщали разные эпитаксиальные температуры, для одной и той же пары. Например, эпитаксия в системах Au MgO, Ag NaCl, Cu W обычно достигается при температуре выше комнатной, однако в определенных условиях ее удавалось обеспечить даже при 77 К. Улучшение эпитаксии, с повышением температуры, может объясняться целым рядом причин 1 более интенсивной десорбцией поверхностного загрязнения 2 снижением пересыщения, благодаря чему более разряженный двумерный газ адатомов, успевает прийти в равновесное состояние 3 сообщением энергии активации адатомов для закрепления их в потенциальных ямах 4 ускорением рекристаллизации, благодаря коалесценции островков при повышенной поверхностной и объемной диффузии 5 обеспечением возможной ионизации поверхностных атомов.

Как показали Чопра и Рандиетт, для пленок золота и серебра, наносимых на каменную соль, условия 3 и 4 могут быть обеспечены также воздействием ультразвука на подложку в процессе осаждения.

При подходящих условиях осаждения и наличии монокристаллической подложки любой метод обеспечивает наращивание эпитаксиальных пленок элементов, соединений и сплавов.

Однако, всякому методу осаждения присуща специфичность, что выражается в особенностях зародышеобразования, роста и эпитаксии пленок. Так, снижение эпитаксиальной температуры, наблюдающееся для ряда материалов при их осаждении катодным распылением, объясняется, повышенной кинетической энергией атомов в паровой фазе и наличием электростатических зарядов на пленке и на подложке. Этот эффект может быть обусловлен и высокой подвижностью адатомов и очисткой подложки путем десорбции.

Однако, относительные вклады этих двух факторов пока не разграничены. Известно также, что кинетическая энергия атомов и электростатические заряды влияют на рост пленок при термическом испарении. В этом случае заряд парообразных адатомов зависит от присутствия в источнике ионизируемых примесей и от температуры испарения. Возможность эпитаксиального срастания при электролитическом нанесении пленок металлов, проводимом при комнатной температуре, обеспечивается, скорее всего, сравнительно высокой кинетической энергией и поверхностной подвижностью адсорбированных ионов металлов.

При анодном окислении, напротив, подвижность должна быть низкой из-за сильного сродства ионов металлов к кислороду. По этой причине анодированные окисные пленки обладают аморфной или мелкозернистой структурой. При последующем обжиге такие пленки могут превратиться в ориентированные. Известно, что нестехиометричность, типичная для химических и термических методов осаждения пленок, влияет на эпитаксиальный рост п п соединений.

Высокий нагрев и сложный состав среды, характерные для методов химического осаждения, сильно влияют на структуру и рост эпитаксиальных пленок. Эпитаксиальные температуры для одного и того же материала при химическом наращивании обычно заметно выше, чем при физическом т.е. при испарении или катодном распылении, однако химическими методами проще наращивать эпитаксиальные пленки большинства материалов с контролируемой стехиометрией.

Химическими методами можно наращивать эпитаксиальные пленки ряда соединений и сплавов. Так, нанеся эпитаксиальную пленку серебра, можно затем, нагревая, покрывать ее селеном или теллуром путем напыления. Благодаря химической реакции между этими двумя пленками образуется качественная эпитаксиальная пленка соединения. К тому же состав такого соединения можно легко регулировать, управляя напылением компонентов с помощью электронных устройств. Этот простой метод наращивания пленок соединений применим и к другим системам.

Итак, существует несколько способов выращивания эпитаксиальных слоев. Любая теория эпитаксии должна объяснять ряд экспериментальных фактов 1 конкретное несоответствие периодов или наилучшее геометрическое сопряжение решеток не является ни необходимым, ни достаточным условием эпитаксиального срастания веществ 2 псевдоморфизм или вынужденная деформация пленки подложкой если и наблюдается, то во всяком случае не обязателен для эпитаксиального срастания 3 эпитаксия проявляется на самых ранних стадиях роста пленки по механизму трехмерного зародышеобразования, однако вследствие переориентации или рекристаллизации неодинаково ориентированных зародышей путем коалесценции, ориентация пленки может изменяться и на последующих стадиях роста 4 для конкретного материала и при подходящих условиях осаждения например, при низкой скорости подачи материала или при высокой температуре подложки полная или хотя бы частичная эпитаксия, возможна на монокристальных подложках различных материалов и с различными типами атомных связей.

Однако, требования к ориентации подложки, степени ее совершенства и условиям осаждения, обеспечивающим эпитаксию конкретного вещества, не одинаковы для разных подложечных материалов.

Было предложено несколько геометрических и феноменологических теорий эпитаксии. Некоторые можно отвергнуть сразу, а другие способны объяснить лишь ограниченный набор экспериментальных фактов. Руайе сформировал три правила эпитаксии, которые сейчас, естественно, имеют лишь исторический интерес 1 сращивающиеся кристаллы должны быть изоструктурными и имеют приблизительно одинаковые периоды, причем соответствие структуры и периодов понимается в расширенном смысле сравнивать можно не только элементарные, но и кратные элементы 2 при срастании ионных кристаллов должно соблюдаться чередование ионов разного знака 3 срастающиеся кристаллы должны иметь одинаковую природу химической связи. Менцер высказал предположение, что на начальных стадиях кристаллизации возникает ориентация, соответствующая хорошему сопряжению решеток, а на последующих заменяется иной. Поэтому первичные пленки, например серебра на NaCl, должны были бы иметь ориентацию, чего, однако, не наблюдается.

Таким образом, гипотеза Менцера не получила подтверждения.

Теория Ван Дер Мерве. Эта теория, предложенная впервые Франком и Ван Дер Мерве и развитая детальнее Ван Дер Мерве, предполагает, что начальная стадия роста ориентированной пленки состоит в образовании упорядоченного монослоя атомов, расстояние между которыми определяется энергией поверхности раздела пленок - подложка.

Состоянию системы с минимумом энергии соответствует тонкая пленка, деформированная до сопряжения с подложкой. Этому случаю отвечает несоответствие периодов решеток, не превышающее в среднем 4 . Для совсем малых значений несоответствия доли процента пленку путем однородной касательной деформации можно привести в точное сопряжение с подложкой. Если же несоответствие превышает в среднем, приблизительно 12 , то по поверхности срастания разумеется, при наличии энергии активации, необходимой для их возникновения. Таким образом, при малом расхождении периодов решеток, сначала должна образоваться псевдоморфная пленка, которая затем, по превышении критической толщины станет превращаться в ориентированную ненапряженную пленку с нормальной структурой.

Теория Брюка - Энгела. Для случая эпитаксиального наращивания пленок металлов на подложках из галогенидов щелочных металлов.

Брюк сформировал правило, согласно которому сумма расстояний между атомами ионами металла и ионами галогена должна быть минимальной. Энгел дал правилу Брюка такое физическое истолкование минимальная сумма расстояний между положительными ионами пленки и отрицательными ионами подложки - есть прямое следствие действия кулоновских сил. Поэтому пленка должна принимать ту ориентацию, при которой сумма кулоновских сил притяжения - максимальна. По предложению Энгела, энергия ионизации атома металла, адсорбированного поверхностью ионного кристалла, значительно понижается, вследствие чего ионизация происходит при относительно низких температурах.

Тогда эпитаксиальный рост должен наблюдаться при таких температурах, при которых или с превышением которых электростатическое взаимодействие атомов и ионов металла с ионами подложки достаточно сильно, чтобы перемещать атомы в равновесные позиции, для ориентированного нарастания. Такое определение эпитаксиальной температуры, разумеется, носит качественный характер, если учесть неопределенность энергии поверхностной ионизации.

Тем не менее интересно отметить, что, согласно этой модели, эпитаксиальные температуры пленок металлов тем выше, чем выше объемный ионизационный потенциал, т.е. стоят в ряду серебро, медь, алюминий, золото. Гетче развил представление об эпитаксиальном росте, основанное на поляризации атомов металла поверхностью ионных кристаллов в сочетании с электростатическими взаимодействиями различных заряженных атомов на границе срастания.

По его предположению, ориентация зародышей может быть тесно связана с лежащими в плоскости подложки, направлением максимальной плоскости упаковки ионов одинакового знака, поскольку расстояние между ионами вдоль таких направлений имеет минимальную величину. Зависимость эпитаксиальной температуры от природы подложки можно связать с разной поляризуемостью атомов. Поляризуемость возрастает в последовательности литий, натрий, калий для ионов металла и фтор, хлор, бром, иод для ионов галогена.

С увеличением поляризуемости силы притяжения между пленкой металла и поверхностью галогенида щелочного металла возрастают, снижая тем самым эпитаксиальную температуру. Папиров и Паланкин предложили эмпирический критерий для определения эпитаксиальных связей между металлами и солями. По этому критерию ориентация металлов на солях такова, что параллельно двум направлениям с максимальной плотностью упаковки частиц одинакового знака в решетке соли, располагается соответственно два направления с плотной упаковкой атомов в решетке металлов.

Взаимоувязка между направлениями плотнейшей упаковки в срастающихся решетках подтверждается многими экспериментами. Этот результат можно рассматривать как свидетельство важности электростатических взаимодействий для эпитаксии. Эмпирические правила эпитаксии и концепции зародышеобразования позволяют составить качественную картину ориентированного нарастания, однако нет теории, которая удовлетворительно объясняла и предсказывала бы эпитаксиальные взаимосвязи между пленкой и подложкой.

Теория эпитаксии, которая объяснила бы предпочтительную ориентацию, должна была бы учитывать взаимодействия между атомами подложки и пленки. Теория Брюка Энгела представляет собой один из разумных шагов в этом направлении. 1.3. Перекристаллизация. Хорошо известно, что тонкие пленки, в особенности, осаждаемые при сравнительно низких температурах на инородные неориентирующие подложки, содержат структурные несовершенства в высоких концентрациях, например, дислокации, двойники, дефекты упаковки, границы зерен.

В п п такие несовершенства могут изменять электрические свойства, либо действуя сами по себе, как центры рассеяния носителей, либо вызывая вторичные эффекты разного рода от химических неоднородностей до сегрегации примесей. Поэтому исследования несовершенств существенны не только с точки зрения фундаментальных научных интересов для понимания свойств тонких пленок для п п приборов.

Во многих случаях активные элементы электрических схем можно изготовить на очень малом участке, поэтому не обязательно, чтобы отдельные ее монокристаллические участки обладали одинаковой ориентацией. Однако чаще, особенно для изготовления интегральных схем, желательно иметь полупроводниковые пленки, состоящие из крупных монокристаллических участков, со свойствами, приближающимися к свойствам массивных кристаллов, и размещенные на вполне доступных неориентирующих подложках, например на стекле или глазурованной керамике.

Попытки удовлетворить этим требованиям были предприняты путем перекристаллизации нанесенных в вакууме пленок различных п п материалов - Ge, Si, А2 В6, А3 В5. Из соединений А3 В5 наиболее успешно процесс перекристаллизации можно осуществить на пленках антимонида индия. Этому способствуют - низкая температура плавления 5250С и относительно малая величина давления 1,1 Па насыщенных паров сурьмы при температуре плавления. Для других соединений А3 В5 данные параметры значительно выше давление летучей компоненты Sb, P, As при их температуре плавления на несколько порядков выше, чем для InSb. Первые работы, в которых описываются свойства пленок антимонида индия, перекристаллизованных из расплава, были опубликованы в 1965 году. Авторы осуществили термическую перекристаллизацию нестехиометрических пленок антимонида индия, осажденных в вакууме и покрытых слоем индия.

Процесс заключается в плавлении пленки и последующей ее кристаллизации путем понижения температуры подложки.

Полученные слои были двухфазными и состояли из удлиненных дендритов антимонида индия, разделенных индиевыми прослойками. Для выращивания стехиометрических пленок процесс перекристаллизации был видоизменен. Испарение индия и сурьмы производилось из различных источников, причем в исходной пленке оптимальное отношение Sb In составляло 1,273 вес Затем пленка окислялась путем разогрева в атмосфере кислорода, что способствовало образованию на ее поверхности слоя In2O3 толщиной 10 нм. Перекристаллизация проводилась в вакууме при давлении 1,33х10-3 Па, путем постепенного повышения температуры до плавления пленки.

После выдержки в расплавленном состоянии в течении 1 2 мин. температура медленно понижалась, что приводило к кристаллизации расплава. Перекристаллизованные, таким образом, пленки были однофазными и имели дендритную структуру. По-видимому, избыточная сурьма реиспаряется при высокой температуре из-за большого давления насыщенных паров.

Слой окиси препятствует сворачиванию в капли расплава, силами поверхностного натяжения. Пленки были n-типа с концентрацией носителей n 2,5 106 см-3 и холловской подвижностью в интервале м 2,9 3,7 104 см2 Вхс. В качестве защитного покрытия кроме In2O3 можно использовать и другие материалы - SiO, MgF2, BaCl2. Рассмотрим влияние различных параметров процесса перекристаллизации на структуру пленок антимонида индия. На первой стадии этого процесса осуществляется плавление пленки, которое при наличие небольшого градиента температуры вдоль подогревателя происходит постепенно с некоторой скоростью Vl. Величина Vl зависит от потока тепла, поступающего от подогревателя к пленке, и должна быть не очень высокой во избежание перегрева сплава и разрыва защитной пленки In2O3 парами сурьмы.

Кроме того, структура и свойства рекристаллизованных пленок зависят от скорости кристаллизованных из расплава. Скорость роста кристаллической пленки Vs сильно зависит от температуры фронта кристаллизации. Температура фронта кристаллизации является следствием теплового баланса многих факторов.

Жидкая фаза поддерживается при температуре выше точки плавления кристалла и получает тепло от источника главным образом через теплопроводность подложки. Теплота плавления выделяется во фронт кристаллизации, и скорость ее выделения прямо пропорциональна скорости затвердевания жидкой фазы. Потеря тепла фронтом кристаллизации происходит в результате теплопередачи через растущую пленку к поглотителям, главным из которых является подложка.

Скорость поступления тепла в зону кристаллизации обусловлена термическим градиентом в жидкости, а скорость выделения из нее - термическим градиентом в твердом теле. Управление этими термическими градиентами позволяет регулировать скорость роста пленки. Особое значение имеет температурный градиент в твердой фазе, так как через нее проходит главная часть рассеиваемого тепла. Метод перекристаллизации можно применить и для пленок системы InSb - GaSb. Он дает хорошие результаты при выполнение следующих условий а состав поликристаллической пленки, подлежащей перекристаллизации, должен быть как можно ближе к стехиометрическому б имеется удобный способ, позволяющий защитить пленку от сворачивания в капли в процессе ее плавления.

Поликристаллические слои в системе InSb - GaSb, полученные дискретным методом на слюдяные, кварцевые и сапфировые подложки, подвергались перекристаллизации на вакуумной установке BOY - 1A, которая использовалась и для напыления поликристаллических пленок.

Для перекристаллизации применялась графитовая печь, температура которой контролировалась платино-платинорадиевой термопарой с точностью -50С. Процесс перекристаллизации осуществляется следующим образом. На печи помещается пленка исследуемого состава, полученная дискретным методом, которая сверху перекрывалась прозрачными кварцевыми пластинками, что дало возможность визуального наблюдения за процессом плавления и кристаллизации.

Регулировка температуры печи производилась плавно, что позволяло обнаружить начало плавления пленки. Благодаря специальному устройству печи можно было установить область начала расплава пленки на любом ее участке. В случае необходимости процесс перекристаллизации можно было прекратить на любой стадии и получить пленку, часть которой имела бы обычную поликристаллическую структуру, а другая - монокристаллическую, полученную в результате перекристаллизации. Первоначально была сделана попытка перекристаллизации поликристаллических пленок заданных составов, полученных при оптимальных температурах подложки.

Было обнаружено, что при достижении температуры плавления силами поверхностного натяжения пленка сворачивается в капли, вследствие несмачивания поверхности подложки. Это явление наблюдалось для пленок всех исследуемых составов, полученных на подложках из слюды, кварца и сапфира. Для защиты пленок от сворачивания в капли проводилось слабое окисление их поверхности путем их выдерживания при 5500С при нормальном атмосферном давлении в течение 2 минут.

Окисление пленки приводит к образованию на ее поверхности тонкого 100 ангстрем слоя окиси индия In2O3. Точка плавления In2O3 больше, чем у InSb, поэтому слой InSb плавится под нерасплавляющейся поверхностью защитного слоя. Тем не менее, и после окисления пленки, полученные при оптимальной температуре подложки, в процессе перекристаллизации, также сворачивались в капли. Это, по-видимому, связано с крупнокристаллической структурой пленок.

Такая структура приводит к тому, что поверхность пленок характеризуется довольно сильным рельефом размеры зерен 5 - 6 мкм Следовательно, пленка окисла, также будет иметь сложный рельеф, что и проводит к ее разрыву в момент плавления п п слоя. Вследствие этого было решено использовать для перекристаллизации пленки, полученные при более низких температурах подложки, у которых поверхностный рельеф выражен менее резко. Так, например, при температуре подложки на 1500С ниже оптимальной, размеры кристаллических зерен примерно в 10 раз меньше.

После окисления и создания в камере давления 5 10-3 мм.рт.ст. включалась печь, температура которой вначале повышалась со скоростью 50-60 град. мин При достижении температуры 500-5200С скорость ее роста уменьшалась до 5 град. мин. И была постоянной до начала плавления пленки исследуемого состава. Для разных составов температура плавления пленок была различной и возрастала с увеличением процентного содержания GaSb таб. 1 . Таблица 1. Температура плавления пленок системы InSb-GaSb при перекристаллизации.

При достижении температуры плавления для данного состава скорость движения границы твердая фаза - расплав составляла 0,6-1,0 мм. сек. и уменьшалась с увеличением содержания антимонида галлия. Время нахождения пленки в расплавленном состоянии было 1-2 минуты, после чего началось снижение температуры печи. Скорость охлаждения печи вначале составляла 5 град. мин. После достижения твердой фазы на всей поверхности подложки скорость охлаждения печи увеличивалась до 50 град. мин. Описанный процесс термической перекристаллизации позволил получить из поликристаллических пленок системы InSb-GaSb пленки с более совершенной структурой. Толщина полученных пленок была 1,5 мкм. Более толстые пленки при перекристаллизации превращаются в отдельные изолированные блоки размером 2х2 мм. Важным параметром при перекристаллизации пленки является температура окисления Ток. Была найдена оптимальная температура окисления, которая оказалась примерно на 1500С ниже температуры плавления пленки.

Увеличение Ток приводит к ухудшению параметров и свойств пленок. Это может быть связано с образованием большого количества окиси индия In2O3 и выделением свободной сурьмы, что приводит к значительному росту концентрации носителей заряда и уменьшению их подвижности. Если проводить окисление при Т Ток, то защитный слой не образуется пленка при плавлении сворачивается в капли и при кристаллизации превращается в отдельные изолированные блоки.

Температура подложки Тп, при получении исходной поликристаллической пленки, должна быть на 1500С ниже температуры ее плавления.

Если же Тп будет выше, то защитный слой не сможет удержать расплавленную пленку из-за сильно выраженного поверхностного рельефа. Для пленок, полученных при более низких температурах подложки, после перекристаллизации наблюдается увеличение концентрации и уменьшение подвижности носителей заряда. 1.4.

Термическое вакуумное напыление

Источник напыляемого вещества связывается с нагревателем по-разному в ... Некоторые распространенные материалы например, золото имеют плохую адг... Поэтому в принципе вакуум в установках термического напыления должен б... считается неприемлемым, а в ряде первоклассных напылительных установок... ст.

Катодное и ионно-плазменное напыление

распыления не происходит, но зато компенсируется накопленный положител... После того как растворитель испарится, каллодиевая пленка подхватывает... Для получения изображения решетки или дефектов решетки, близких к разр... Методы приготовления объектов такие же, как в электронной микроскопии. Современный серийный электронный микроскоп хорошо приспособлен для эле...

Приборы и устройства для исследования структуры слоев

Ясно, что если дислокации возникают в основном из-за несоответствия пе... Гуровым и З.Г. Семилетовым и П.С. Управление температурой пленки в процессе перекристаллизации и темпера... с.

Литература

Литература . 1. Бауэр У.В.Монокристаллические пленки InSb. -М. Мир, 1966 2. Бонч-Бруевич В.Л Калашников С.Г.Физика полупроводников.

Ученое пособие для физ. спец. вузов М. Наука, 1990 3. Вавилов В.С. Дефекты в кремнии и на его поверхности. -М. Наука, 1990 4. Вавилов В.С. Полупроводники и излучение. -М. Знание, 1965 5. Касьян В.А Кот М.В. Некоторые оптические и электрические свойства тонких пленок антимонида индия. -М. Физика 1963 6. Касьянов В.А Никольский Ю.А. Монокристаллические пленки InSb М. Физика. 1969 7. Куров Г.А Пинскер З.Г. Исследование тонких пленок, полученных испарением InSb в вакууме. -М. Наука, 1958 8. Лысов В.Ф. Практикум по физике полупроводников. -М. Просвещение. 1976 9. Павлов П.В Хохлов А.Ф. Физика твердого тела. -М. Высш. школа, 1985 10. Полупроводниковые пленки для микроэлектроники.

Под. ред. Александрова Л.Н. и Петросяна В.И. Новосибирск Наука, 1977 11. Палатник Л.С Папиров И.И. Эпитаксиальные пленки. -М. Наука, 1971 12. Семилетов С.А Агаларзаде П.С. Структура и электрические свойства тонких пленок InSb. Кристаллография, 1964 13. Солинский М.С. Полупроводники. -М. Физматиз 1961 Тонкие пленки антимонида индия.

Касьянов В.А Кетруш П.И Никольский Ю.А Пасечник Ф.И. Под ред. Сырбы Н.Н. Кишинев Щтлинца, 1989 14. Технология тонких пленок.

Под ред. Л. Майссела, Р.Глэнга. -М. Сов. радио, 1977 15. Физика тонких пленок. Под ред. Т. Хааса и Р.Э. Туна. -М. Мир, 1966-1978 16. Физика тонких пленок. Под ред. Г. Хасса. Изд. -М. Мир 1967. 17. Фистуль В.И. Введение в физику полупроводников. - М. Высш. школа, 1975 18. Чопра Н.Л.Электрические явления в тонких пленках. -М. Мир, 1972.