Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Синтез тонкопленочных силицидов
1.1. Способы синтеза тонкопленочных силицидов 9
1.2. Особенности синтеза силицидов тугоплавких металлов 14
1.3. Фазообразование и кинетика роста силицидов 15
1.4. Образование фаз в системе Ir-Si и кристаллическая структура силицидов иридия 18
1.5. Образование фаз в системе Re-Si и кристаллическая структура силицидов рения 29
1.6. Ориентированный рост пленок силицидов тугоплавких металлов.
1.6.1. Эпитаксиальный рост силицидов иридия на ориентированных подложках крения 40
1.6.2. Эпитаксиальный рост силицидов рения на ориентированных подложках кремния 42
1.7. Заключение к главе 1 46
Глава 2. Материалы и методы исследований
2.1. Исходные материалы. Методика нанесения пленок металлов 47
2.2. Методы синтеза пленок силицидов 48
2.3. Методика подготовки образцов для исследований методом ПЭМ .49
2.4. Методика исследования структуры, ориентации и субструктуры образцов 50
Глава 3. Фазовый состав, структура, ориентация и субструктура пленок силицидов иридия
3.1. Синтез в процессе вакуумной конденсации металла на кремний
3.1.1. Зависимость фазового состава, ориентации и субструктуры пленок от температуры подложки 52
3.1.2. Закономерности сопряжения на МГ кремний - силицид иридия.58
3.2. Синтез силицидов иридия при импульсной фотонной обработке пленок металла на кремнии
3.2.1. Зависимость фазового состава и субструктуры пленок от энергии, поступающего на образец излучения 64
3.2.2. Эффект ИФО в сравнении с термическим отжигом 74
3.3. Выводы к главе 3 75
Глава 4. Фазовый состав, структура, ориентация и субструктура пленок силицидов рения
4.1. Зависимость фазового состава от температуры подложки 77
4.2. Закономерности сопряжения HaMTSi -ReSi2 79
4.3. Выводы к главе 4 86
Основные выводы 87
Литература 89
- Особенности синтеза силицидов тугоплавких металлов
- Эпитаксиальный рост силицидов иридия на ориентированных подложках крения
- Методика подготовки образцов для исследований методом ПЭМ
- Зависимость фазового состава, ориентации и субструктуры пленок от температуры подложки
Введение к работе
Актуальность темы. Повышенный интерес к силицидам тугоплавких металлов вызван возможностью использования их в интегральных кремниевых устройствах. Большинство из них проявляют металлоподобные свойства (например, TaSi2, WS12, TiSi2) и используются в омических контактах и электродах затворов.
Отдельную группу перспективных материалов составляют силициды
С ПОЛУПРОВОДНИКОВЫМИ СВОЙСТВаМИ, К НИМ ОТНОСЯТСЯ ReSi2 И \Гт$\5 (силицид ReSi2 - полупроводник с узкой запрещенной зоной (0,1эв), силицид Ir3Si5~ широкозонный полупроводник, имеющий оптический зазор 1,54 эв), которые могут быть использованы в качестве инфракрасных детекторов и оптоэлек-тронных устройств [43]. Диоды Шотки из силицидов ІгБіз на кремнии п-типа имеют наибольшую высоту барьера (0,93 эв), известную в настоящее время для силицидов [65].
Анализ работ показывает, что такие вопросы, как кинетика и механизм силицидообразования, последовательность образования фаз относительно хорошо изучены при твердофазном синтезе их классическими методами термообработки пленок металлов на кремнии. Достаточно хорошо изучены закономерности ориентированного роста и структура межфазных границ (МГ) в системах силицид — кремний с малым структурным несоответствием (NiSi2-Si, Pc^Si-Si [1]). В то же время ограничен объем сведений об атомной структуре и дислокационной субструктуре МГ в системах с большим структурным несоответствием, к которым относятся силициды гетеро-системы Si- Ir,Re. Практически отсутствуют данные о закономерностях силицидообразования при вакуумной конденсации металла на горячие подложки кремния.
Кроме того, в настоящее время для активизации процесса синтеза различных материалов стали использовать энергетические пучки, которые позволяют уменьшить время обработки и свести к минимуму негативное диффузионное перераспределение примесей и легирующих добавок.
5 Эксперименты [2] по синтезу силицидов переходных металлов показали эффективность метода импульсной обработки (ИФО) пленок металлов на кремнии излучением ксеноновых ламп, характеризующимся сплошным относительно равномерным спектром в диапазоне от 0,2 до 1,2 мкм.
Работа выполнена в рамках проекта программы "Фундаментальные исследования высшей школы в области естественных и гуманитарных наук Университеты России" и поддержана грантами РФФИ №01-03-32927 и 02-03-06086.
Цель работы - исследование закономерностей фазообразования и субструктуры силицидов иридия и рения при конденсации металла на подогретые подложки и при быстром фотонном отжиге.
Для этого решали следующие задачи:
Исследование методами электронной микроскопии фазового состава, ориентации и субструктуры пленок силицидов иридия и рения, образующихся при конденсации металла на подогреваемые подложки кремния.
Исследование дислокационной структуры МГ и анализ характера сопряжения кристаллических решеток на межфазных границах силицид-кремний в гетеросистемах Si-Ir и Si-Re.
Исследование фазовых и структурных превращений в гетеросисте-ме Si-Ir при ИФО некогерентным излучением ксеноновых ламп.
Объекты и методы исследования. В качестве объектов исследования выбраны системы Si-Ir и Si - Re. При выборе объектов исходили из: возможности создания гетероструктур кремний - ориентированные пленочные силициды разной степени сложности кристаллических решеток (ReSi2 -тетрагональная, типа MoSi2, Ir3Si5 - моноклинная, IrSi3 (О)- орторомбиче-ская, IrSi3 (Г)- гексагональная), и исследования их субструктуры, а также потенциальных возможностей практического применения силицидов.
Исследования фазового состава, структуры и ориентации пленок проведены на электронных микроскопах ЭМВ - 100АК и ПРЭМ -200. Моделирование возможных ориентационных соотношений и ожидаемой дислокационной структуры межфазных границ в системах силицид-кремний проводили на персональном компьютере Pentium-2.
Научная новизна. Новизна полученных результатов состоит в следующем:
1. Установлено, что сопряжение кристаллических решеток кремния и силицида IrSi3 частично когерентное. Механизм вхождения дислокаций не соответствия (ДН) в МГ зависит от ориентации гетероструктуры: для (111) Si-IrSi з - скольжение дислокаций в плоскости границы, для (001) Si-IrSi3 - переползание.
2. Установлена возможность ориентированного роста силицидов I^Sis и IrSioj в процессе твердофазной реакции пленки иридия с кремнием.
3. Образование силицидов иридия при ИФО показало, что последова тельность формирования основных силицидных фаз при нормальном и лате ральном их росте такая же, что и при обычной термообработке пленок ири дия на кремнии или при конденсации металла на подогреваемые подложки.
4. Сопряжение на МГ кремний - силицид рения когерентное в пределах кристаллитов вследствие соизмеримости ожидаемых периодов дислокаций несоответствия и размеров кристаллитов.
Практическая значимость. Установленные режимы формирования однофазных пленок силицидов иридия методом ИФО на моно-Si могут быть использованы при разработке технологического процесса создания диодов ШотткивСБИС.
Результаты исследований межфазных границ Si-Ir3Si5 и Si-IrSi3 могут быть использованы при разработке оптоэлектронных устройств с использованием силицидов иридия. А результаты исследования процессов, происхо-
7 дящих на МГ Si - ReSi2 могут быть использованы для разработки инфракрасных детекторов.
Показанная возможность латерального процесса развития твердофаз -ной реакции дает принципиальную возможность наблюдения в тонких пленках последовательности образующихся фаз и их распределения на расстояниях до нескольких микрон.
Основные положения, выносимые на защиту.
Фазовый состав пленок, синтезированных в процессе вакуумной конденсации, не зависит от ориентации подложки и определяется температурой конденсации. Он соответствует наблюдаемому составу, полученному при синтезе пленок силицидов в результате изотермического отжига для соответствующих температур подложки в аналогичных вакуумных условиях.
Сопряжение кристаллических решеток кремния и IrSi3 частично когерентное, с компенсацией несоответствия в одном направлении дислокациями, в другом - посредством упругой деформации. Механизм вхождения дислокаций несоответствия в МГ (скольжение или переползание) зависит от ориентации гетероструктуры.
Показано, что ориентационные соотношения для систем, образующихся в результате твердофазной реакции Si - Si-Re и Si - Si-Ir, отвечают основным кристаллографическим критериям: наиболее плотные решетки совпадающих узлов, непрерывность наиболее плотных плоскостей кристаллических решеток через МГ, предпочтительность ориентации с положительным несоответствием РСУ (деформация на растяжение).
В силу разной симметрии решеток силицида рения и кремния реализуется многоориентационная эпитаксия. Сопряжение на МГ кремний -ReSi2 когерентное в пределах кристаллитов вследствие соизмеримости ожидаемых периодов дислокаций несоответствия и размеров кристаллитов.
8 Апробация работы. Результаты работы докладывали и обсуждали на
Международных и Всероссийских научных конференциях: XVII Российской конференции по электронной микроскопии ЭМ'98 (п. Черноголовка, Россия, 1998); Втором Всероссийском семинаре "Нелинейные процессы и проблемы самоорганизации в современном материаловедении", (Воронеж, Россия, 1999); Международной конференции "Modification of Properties of Surface Layers of Non-Semiconducting Materials Using Particle Beams (MPSL 99)" (Sumy, Ukraine, 1999); 3-rd Russian-German Seminar on Electron and X-ray Spectroscopy (Yekaterenburg, Russia, 1999); Всероссийском семинаре "Нелинейные процессы и проблемы самоорганизации в современном материаловедении" (Воронеж, Россия, 1999); Всероссийском семинаре "Нелинейные процессы и проблемы самоорганизации в современном материаловедении" (Воронеж, Россия, 2000); 12-м Международном симпозиуме "Тонкие пленки в микроэлектронике" МСТПЭ-12 (Харьков, Украина, 2001); 4-м Международном семинаре "Нелинейные процессы и проблемы самоорганизации в современном материаловедении" (Астрахань, Россия, 2002).
Публикации. По материалам диссертации опубликовано 15 работ.
Личный вклад автора. Автором проведены электронномикроскопи-ческие исследования и анализ фазового состава, ориентационных соотношений и субструктуры силицидов, синтезированных различными методами. Автор принимал непосредственное участие в экспериментах по подготовке образцов для исследования МГ силицид - кремний
Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, четырех глав и выводов, списка цитируемой литературы. Содержит 98 страниц, 29 рисунков и 9 таблиц, список литературы из 101 наименований.
Особенности синтеза силицидов тугоплавких металлов
Силициды тугоплавких металлов имеют некоторые общие свойства: повышенная устойчивость к воздействию окислительной среды, стойкость к термообработке и химическим реактивам [13,15].
Самый распространенный метод синтеза силицидов тугоплавких металлов - электронно- лучевое испарение в вакууме или инертном газе. Подложка в процессе нанесения металла может находиться при комнатной температуре или нагрета для активации процесса силицидообразования, с последующим отжигом. Этим методом можно получить пленки силицидов всех тугоплавких Me в.том числе иридия и рения [45, 50, 60, 63, 25, 27].
На диаграммах состояния систем металл-кремний, обычно, имеется более трех видов силицидов, но в пленках образуется, как правило, дисили-цид. Они обнаруживают линейную кривую роста на ранней стадии реакции, когда дисилициды являются первой растущей фазой.
Пленки силицидов тугоплавких металлов могут быть синтезированы на толстых слоях SiC 2 , но, как правило, при температурах, на 100-200 С превышающих температуры, при которых металл реагирует с чистым кремнием, т.е. при 700-900 С вместо 600 С. Предполагается, что атомы металла должны диффундировать через растущий силицид, обогащенный металлом, чтобы они могли достичь фронта реакции на границе раздела силицид-8Ю2.
Дисилициды первой фазы тугоплавких металлов начинают образовываться при температурах около 600С, что удивительно, учитывая большие различия в температурах плавления этих металлов. Это означает, что перенос атомов тугоплавкого металла к месту реакции не является лимитирующим процессом.
Считается [13,15], что из-за большого числа валентных электронов и больших размеров атомов, тугоплавкие Me, видимо, растворяются и диффундируют в кремнии путем его замещения. Энергия активации диффузии замещения атомов кремния сравнима с энергией активации самодиффузии, тугоплавкие Me не должны растворяться в кремнии при 400 К [7]. 1.3 Фазообразование и кинетика роста силицидов
Согласно [8,16] образование силицида начинается в тонком метаста-бильном аморфном слое смеси компонентов, который зарождается уже в процессе осаждения металла на кремниевую подложку. Исходная система представляет собой структуру: металл - силицид - кремний, в которой при последующей термообработке происходит качественное изменение состава силицидных фаз.
Для традиционной длительной изотермической обработки предложено несколько вариантов обобщенных правил определения первой зарождающейся фазы. В одном из них [17] предполагается, что первым зарождается силицид с наивысшей температурой плавления вблизи наиболее высокотемпературной эвтектики на бинарной равновесной диаграмме состояния. В другом правиле [18], использующем в качестве критерия теплоту образования соединения, утверждается, что первая зарождающаяся фаза - конгруэнтно плавящийся силицид с наиболее отрицательной эффективной теплотой образования. Его концентрационные соотношения находятся вблизи низшей эвтектической температуры данной бинарной системы. В предложенном кинетическом подходе [19] в качестве первой зарождающейся фазы предполагается фаза, для которой произведение DAG максимально (D -Эффективный коэффициент диффузии подвижных атомов в растущем слое; AG - разность свободных энергий образующейся фазы и исходного состояния системы).
Эти правила имеют ряд исключений. Их применение для некоторых условий, например, для нестационарного нагрева, когда существенно изменяется фазовая диафамма, не совсем правомерно. Кроме того, практический интерес представляет не первая зарождающаяся фаза, а первая фаза преимущественного роста. В качестве такой фазы в рассматриваемой модели предполагается силицид, обогащенный металлом [7, 8]. Основанием этому послужили данные о том, что поступление атомов металла в кремний лимитируется только скоростью их диффузии. А проникновение атомов кремния в металл ограничивается более медленным и энергоемким процессом разрыва связей кремния на границе с металлом. Преобладающая диффузия металла в кремний приводит к образованию силицидных фаз, богатых металлом - это происходит на начальной стадии нагрева при увеличении температуры до 30-50К. Дальнейшее увеличение температуры приводит к тому, что в зародившемся силицидном слое создаются условия, необходимые для диффузии кремния. В результате со стороны кремниевой подложки начинают расти си-лицидные фазы, обогащенные кремнием.
Эпитаксиальный рост силицидов иридия на ориентированных подложках крения
Известны всего несколько работ, посвященных эпитаксиальному росту силицидов иридия на кремнии [52,54,64]. Авторами [54] были исследованы три силицида иридия, полученные в результате термического отжига пленок при различных температурах пленок в течение 30-60 мин, полученных электронно-лучевым испарением и конденсацией на поверхности (001) и (11 l)Si при различных температурах отжига. Ir- (1 lDSi. Отжиг до Т0 =300 С не приводил к силицидообразованию. В диапазоне температур Т0 = 300- 500 С образуется IrSi. Средний размер IrSi-зерна увеличивался с ростом температуры отжига от 12нм при То= 300 С до 34 нм при Т0= 500С. Дальнейшее увеличение температуры отжига привело к образованию IrSijjs» и этот силицид был единственной фазой, выросшей в образцах, отожженных в интервале температур 600- 900 С. Средний размер зерна IrSii/75 с ростом Т0 увеличивался от 70 до 190 нм. При Т0= 1000-1100 С формируется пленка IrSi3- Поликристаллическая пленка h-IrSi3 при То=1000С со средним размером зерна Зх104нм занимала 100% площади, а при Т0=11000С (со средним размером зерна 7х103нм) только 60% площади.
Кристаллиты, выросшие в ориентации Д занимают менее 10% площади. Сопряжение на МГ - некогерентное. Ir-(001)Si. При Т0= 300 С наблюдалось небольшое количество фазы IrSi со средним размером зерна Юнм. С увеличением температуры до Т0= 500 С средний размер зерна достиг 25 нм. В образцах, отожженных при температуре 500 С. помимо основной фазы IrSi содержалось небольшое количество фазы IrSi,,75. В результате твердофазной реакции при Т0= 600- 900 С, происходит превращение: IrSi - IrSiit75. В интервале температур Т0 = 600- 900 С увеличивается средний размер зерна фазы IrSiI)75 от 60 при Т0= 600 С до 156 нм при Т0= 900 С. После отжига Т0 = 1000С образуется сплошная пленка, содержащая фазу IrSi3 со средним размером зерна около 10 мкм. Двадцать процентов площади- эпитаксиальная пленка, растущая в соотношении А ; десять про-, центов площади- в соотношении В [54] : А : [0332] bSi3 [001] Si, (01i3)IrSi3(220)Si В : [1121]IrSi3 [001]Si, (H00)IrSi3 (2 20)Si. Анализ МГ выявил наличие краевых дислокаций с вектором Бюргерса для обоих типов ориентационных соотношений 1\2 110 и периодом 62 нм для типа А и 20 нм для типа В . При Т0= 1100 С средний размер зерна достиг 4 мкм. Площадь пленки Кіз, растущей при этой Т0 на (001)Si, составляла около 40% В этой работе были сформулированы следующие выводы: 1) не обнаружена непосредственная связь между несоответствием решеток иридия и кремния и качеством эпитаксии; 2) эпитаксия пленок силицида иридия на (11 l)Si была более высокого качества по сравнению с эпитаксиальными пленками иридия на (100)Si 3) проведенные эксперименты с двухступенчатым отжигом при температурах 200 и 1000 С оказались не эффективными; эпитаксия была низкого качества.
Литературные источники, посвященные изучению эпитаксиального роста силицидов рения на кремнии, так же как и в случае ориентированного роста силицидов иридия на кремнии, немногочисленны [37,42,48,].
Исследованию локального эпитаксиального роста дисилицида рения на подложках (001) Si и (111) Si посвящена работа [37]. Тонкие пленки рения, толщиной около 41 нм получали электронно-лучевым испарением в вакууме 3x10"7 торр. Отжиг проводили двумя способами: одноступенчатый, при температуре 500- 1000 С; и двухступенчатый: первая ступень-500 С, вторая-1100 С. Фазовый анализ и анализ микроструктуры проводили с помощью рентгеновской дифракции и ПЭМ.
Re - (lll)Si. В свежеосажденных образцах наблюдались произвольно ориентированные Re- зерна. Образование силицида не наблюдалось. Анализ структуры приТо =600 С показал небольшое количество зерен ReSi2,co средним размером 10 нм. В интервале температур Т0 =700- 1000 С размер ReSi2- зерен увеличился от 25 нм до 340нм.
При отжиге образцов при То =1100 С наблюдался эпитаксиальный рост ReSi2 на (lll)Si, при этих условиях зерна ReSi2 имеют средний размер 0,7 мкм. Около 40% площади всей пленки дисилицида, размером от 0,3 до 1,3 мкм, составляют области ориентированного роста.
После двухступенчатого отжига при температурах 500 и 1100 С обнаружено увеличение доли эпитаксиального покрытия до 50%. Размеры эпитаксиальных областей порядка 0,9 мкм.
Дислокационная структура МГ, наблюдаемая в образцах, представляет собой гексагональную сетку краевых дислокаций, с вектором Бюргерса 1\6 112 с периодом 110 нм. Около 70% всей поверхности ReSi2 интерпретируется как псевдоморфная пленка, растущая в ориентации [37]: A:. [110]ReSi2 [111] Si, (002) ReSi2 (202) Si Это ориентационное соотношение наблюдается для силицидов t-MoSi2 и t-WSi2 на (111). Большое различие в периодах межфазных дислокаций для ReSi2 t-MoSi2 и t-WSi2 - следствие большого различия размерного несоответствия параметров этих силицидов и Si. Re-fOODSi. В образцах, отожженных при То =600С, обнаружено небольшое количество зерен ReSi2 со средним размером 9 нм. Отжиг в интервале температур То=700- 1000С приводит к увеличению среднего размера зерен ReSi2 от 14 до 310 нм. При Т0 =1100С пленка ReSi2 покрывала почти 60% площади поверхности кремния, в том числе около 40% эпитаксиального дисилицида, со средним размером зерна около 5 мкм. В результате двухступенчатого отжига при Т0= 500 - 1100С до 80 % увеличилась площадь пленки ReSi2 на поверхности подложки, и до 50% возросла доля эпитаксиальной пленки со средним размером зерна 0.6 мкм.
Методика подготовки образцов для исследований методом ПЭМ
Исследование структуры приповерхностных слоев кремния проводилось в электронном микроскопе ЭВМ-100 АК.и ПРЭМ-200. Для исследования в электронном микроскопе на просвет образцы готовили химической полировкой по следующей методике [74]. Из пластин кремния алмазной иглой нарезают образцы размером 2,6 х 2,6 мм (по размеру объектодержателя микроскопа). Из каждой пластины нарезали 3-5 образцов. Нарезанные образцы помещали на тонкие фторопластовые шайбы размером 10 х 10 мм исследуемой поверхностью вниз. Края образцов покрывали изолирующей смесью, состоящей из 50% воска и 50% парафина, защищая образцы от подтравливания. Подготовленные таким образом образцы помещали во фторопластовую ванночку с раствором кислот HF: HNC 3= 1: 5. Затем утоняли их при активном перемешивании раствора фторопластовой лопастью, приводимой в движение электродвигателем. Перемешивание необходимо для ускорения химической реакции и удаления продуктов реакции с поверхности образца.
Предварительное утонение проводили в зависимости от исходной толщины образца в течение 20-30 мин., после чего скорость реакции замедляли снижением интенсивности перемешивания. При толщине около 200 нм кремний начинает просвечиваться, что позволяет контролировать толщину образца с помощью помещенной под фторопластовой ванночкой электрической лампочкой. При уменьшении толщины образца в результате травления от 200 нм до 100 нм цвет протравленного отверстия меняется от темно-красного до бледно-розового. Окончательное утонение проводили без перемешивания раствора. Образцы вынимали из ванночки при приобретении ими бледно-желтой окраски, что соответствует толщине 50-60 нм, или мельчайшего отверстия в середине образца. Затем тщательно промывали в дистиллированной воде, смывая кислоту и продукты реакции. Промытые и высушенные образцы отмывали от изолирующей смеси в горячем толуоле. Отмывание проводили в два этапа, меняя толуол. Высушенные образцы помещали на предметную сетку объектодержателя электронного микроскопа. 2.4. Методика исследования структуры, ориентации и субструктуры образцов
Исследование структуры приповерхностных слоев кремния и ориентации пленок проведены на электронных микроскопах ЭМВ - 100 АК и ПРЭМ - 200. Использовались различные методики: общая дифракция, микродифракция выбранного участка образца, светлопольное изображение, темнопольный анализ, электронномикроскопический муар.
Расчет полученных электронограмм проводили по стандартной методике [74], используя международные таблицы [27,28].
Методами, изложенными в [78], рассчитана дислокационная структура межфазной границы (МГ) в системах: ReSi2 - (001 )Si, ReSi2 -(111) Si и IrSi3 - (001)Si, IrSi3 - (lll)Si. Рассчитанная дислокационная структура сопоставлена с результатами электронномикроскопических исследований. Глава 3 Фазовый состав, структура и субструктура пленок силицидов иридия
В первой части этой главы представлены результаты исследований методами ПЭМ фазового состава, структуры и субструктуры пленочных силицидов иридия, полученных электронно-лучевым испарением и конденсацией металла в вакууме (5 х 10"3 Па) на подложки (001) Si и (111) Si [91-94,96]. (00OSi-Ir. На рис.3.1 приведены электронограммы и микрофотографии, характеризующие фазовый состав и субструктуру пленок, образующихся при конденсации 1г на (001)Si для различных значений Тп. При Тп = 300 - 400 С образуется высокодисперсная пленка 1г со средним размером зерен 20 нм; зерна имеют произвольную ориентацию (рис.3.1. (а), (б)). При Тп = 500 С образуется двухслойная пленочная гетероструктура из силицида IrSi и локализованной на его поверхности пленки металла. Для силицида характерна нанокристаллическая субструктура со средним размером зерен около 40 нм и произвольной ориентацией (рис.3.1 (в), (г)).
При Тп =800 С образуется двухслойная гетероструктура из силицидов Ir3Si5 и IrSioj (рис.3Д.(д),(е)). Размер зерен в слое Ir3Si5 составляет около 100 нм, а на его поверхности локализован слой IrSio.7 с размером зерен до 20 нм. С повышением Тп до 900 С содержание фазы IrSi0,7 уменьшается, вместе с тем увеличивается размер зерна до 30 нм. Объем фазы h Sis соответственно растет.
Зависимость фазового состава, ориентации и субструктуры пленок от температуры подложки
Бюргерса межфазных дислокаций имела величину 0,188 нм. Из кристаллической решетки IrSi3 следует, что такую эффективность обеспечивают дислокации с b =1/4[21.0] ІгБіз, компонента которых в плоскости межфазной границы соответствует необходимой величине. Наиболее вероятным механизмом вхождения таких дислокаций в МГ является диффузионное переползание с поверхности пленки IrSi3 призматических полупетель, ограничивающих дефекты упаковки внедрения по плоскостям {11.0}. При этом обеспечивается хорошее согласование плотноупакованных плоскостей {11.0}IrSi3 и {lll}Si в направлении Ai сечения (HO)Si II (00.1)IrSi3 (рис.3.5 (б)). Для устранения несоответствия в направлении Аг отсутствуют кристаллогеометрические возможности облегченного входа дислокаций: нет соответствующих систем скольжения, большая величина вектора Бюргерса дислокационной призматической петли в плоскости (ООЛ)ІгЗіз. Следовательно, малое значение несоответствия параметров РСУ компенсируется упругой деформацией.
Возможная РСУ на МГ для ориентационного соотношения (3.9) представлена на рис.3.7 . В таблице 3.1 приведены базисные векторы РСУ, векторы Бюргерса в координатах решетки Si и ожидаемые периоды межфазных дислокаций. Соответственно, ожидаемая дислокационная структура на (11 l)Si представляет собой асимметричную гексагональную сетку, ячейки которой вытянуты вдоль [112] Si. Тот факт, что реализуется только одна система, компенсирующая несоответствие вдоль направлений 110 Si, можно объяснить следующим: МГ образована плоскостями (lll)Si и (11.0)IrSi3, которые являются плоскостями скольжения для дислокаций с векторами Бюргерса, определяемыми из совокупности векторов полной решетки наложений [82,83]. Однако для этих дислокаций направления скольжения не равноценны.
В данном разделе приведены результаты электронно-микроскопических исследований фазового состава, структуры и субструктуры пленок силицидов, синтезированных методом ИФО [98]. При фронтальном процессе силицидообразования (когда потоки компонентов твердофазной реакции направлены по нормали к поверхности пластины) в тонкой пленке трудно наблюдать пространственную последовательность образующихся силицидных фаз. Поэтому была исследована субструктура силицидов, образующихся при фотонном отжиге на поверхности Si, обработанной двумя способами: 1 - химическое травление в растворе HF с промывкой в дистиллированной воде и отжиг непосредственно перед конденсацией подложки в вакууме при Тп1000С в течение 5 мин; 2 - только химическое травление. При этом исходили из того, что по данным [99] толщина собственного оксида на поверхности кремния после химического освежения в растворе HF составляет до 4 нм на (001) Si и до 2 нм на (111) Si, и твердофазное взаимодействие будет локализовано в в субмикропорах оксида. Это позволит реализовать процесс латерального развития реакции на поверхности оксида в зоне дефекта оксида.
Система (OOPSi-Ir. Исходный пленка иридия для всех случаев подготовки поверхности кремния имеет нанокристаллическую структуру со средним размером зерна 20 нм. В диапазоне значений плотности энергии Еи= 100 -150 Дж х см"2 фазовый состав гетероструктуры не изменяется. В то же время в пленках иридия вследствие собирательной рекристаллизации увеличивается средний размер зерна, причем более активно рекристаллизация происходит в пленках на подложках, прошедших только химическую очистку. На рис.3.8 показаны изменения субструктуры пленок иридия в зависимости от способа подготовки поверхности подложки и плотности энергии облучения. Средний размер зерна пленки на поверхност Si, термообработанной перед конденсацией металла, составляет 40 нм при Еи = 100 Дж х см"2 и 45 нм при Еи = 150 Дж х см"2 (рис.3.8 (а), (б)). Размер зерна пленки, подготовленной только химическим травлением - 45 нм при Еи = 100 Дж х см"2, 50 нм при Еи = 150 Дж х см"2 (рис.3.8 (в),(г) и 55 нм при Еи = 170 Дж х см" . В первом случае субструктурные изменения меньше, что объясняется более активной диффузией Si в пленку металла.
На подложках, поверхность которых обработана только химическим травлением, последовательность формирования силицидных фаз была такой же, но закономерности их роста имели свои особенности. В таблице 3.2 приведены данные зависимости изменения фазового состава от способов подготовки поверхности и режимов обработки ИФО.
Как следует из таблицы 3.2, для силицидообразования при ИФО пленок металла на поверхности Si, подготовленной химическим травлением: выше пороговая плотность энергии облучения начала твердофазной реакции; существует ориентационная зависимость фазового состава; другая морфология силицидной гетероструктуры.
